RU2136776C1 - High-strength steel for main pipelines with low yield factor and high low-temperature ductility - Google Patents
High-strength steel for main pipelines with low yield factor and high low-temperature ductility Download PDFInfo
- Publication number
- RU2136776C1 RU2136776C1 RU96121789A RU96121789A RU2136776C1 RU 2136776 C1 RU2136776 C1 RU 2136776C1 RU 96121789 A RU96121789 A RU 96121789A RU 96121789 A RU96121789 A RU 96121789A RU 2136776 C1 RU2136776 C1 RU 2136776C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- ferrite
- steel
- low
- strength steel
- vanadium
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 84
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 84
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 68
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 23
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 19
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 16
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 16
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 39
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 28
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 26
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 25
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 24
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 24
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 18
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 18
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 16
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 15
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 14
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 13
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 13
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 13
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 13
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims description 12
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims description 12
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 11
- 239000011575 calcium Substances 0.000 claims description 10
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 claims description 10
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 8
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 claims description 6
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 15
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 abstract description 5
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 abstract description 3
- 239000003921 oil Substances 0.000 abstract description 3
- 229910000797 Ultra-high-strength steel Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910020012 Nb—Ti Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 19
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 14
- 238000000034 method Methods 0.000 description 13
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 13
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 11
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 11
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 10
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 10
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 9
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 9
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 9
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 9
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 9
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 8
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 8
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 8
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 7
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 7
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 6
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 6
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 5
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 5
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 5
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 4
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000002051 biphasic effect Effects 0.000 description 3
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 3
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 3
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 3
- 239000010779 crude oil Substances 0.000 description 3
- 239000000945 filler Substances 0.000 description 3
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 3
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 2
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 229910001047 Hard ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 1
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000035508 accumulation Effects 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 150000001639 boron compounds Chemical class 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000032798 delamination Effects 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 1
- 238000011065 in-situ storage Methods 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Al]O[Al]=O TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003208 petroleum Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к ультраскоростной стали, имеющей предел прочности по меньшей мере 950 МПа. превосходную низкотемпературную вязкость и свариваемость, которая может широко применяться в качестве свариваемого стального материала для магистральных трубопроводов для транспортировки природных газов и сырых масел и сырой нефти, различных сосудов давления, промышленного механического оборудования и т.д. The invention relates to ultrafast steel having a tensile strength of at least 950 MPa. excellent low temperature viscosity and weldability, which can be widely used as a weldable steel material for pipelines for transporting natural gases and crude oils and crude oil, various pressure vessels, industrial mechanical equipment, etc.
Прочность магистральных труб для трубопроводов, используемых для транспортировки на большие расстояния сырых масел, нефти и природных газов в последние годы становится все выше и выше вследствие 1 улучшения эффективности транспортировки за счет более высокого давления и 2 улучшения эффективности выполнения на месте за счет уменьшения наружных диаметров и веса магистральных труб. Магистральные трубы, имеющие Х80 согласно стандарту Американского института нефти (АР1) (предел текучести по крайней мере 551 МПа и предел прочности по крайней мере 620 МПа), к настоящему времени введены в использование, но потребность в магистральных трубах, имеющих более высокую прочность, становится все сильнее и сильнее. The strength of main pipes for pipelines used to transport crude oils, oil, and natural gases over long distances has been getting higher and higher in recent years due to 1 improvement in transportation efficiency due to higher pressure and 2 improvements in on-site performance due to reduction in outer diameters and weight of the main pipes. Trunk pipes having X80 according to the American Petroleum Institute (AP1) standard (yield strength of at least 551 MPa and tensile strength of at least 620 MPa) are currently in use, but the need for trunk pipes having higher strength is becoming stronger and stronger.
В настоящее время осуществлено исследование способов производства ультрапрочных магистральных труб на основе известных технологий производства Х80 магистральных труб (например, NKK Engineering Report, N 138 (1992), pp. 24-31 и The 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering (1988), Volume V, pp. 179-185 ), но производство магистральных труб, имеющих X100 (предел текучести по крайней мере 760 МПа) в соответствии с этими технологиями считается ограниченным. Currently, research has been carried out on methods for producing ultra-strong trunk pipes based on well-known technologies for the production of X80 trunk pipes (for example, NKK Engineering Report, N 138 (1992), pp. 24-31 and The 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering (1988), Volume V , pp. 179-185), but the production of trunk pipes having X100 (yield strength of at least 760 MPa) in accordance with these technologies is considered limited.
Известна высокопрочная сталь для магистральных трубопроводов, имеющая низкий коэффициент текучести и повышенную низкотемпературную вязкость, содержащая углерод, кремний, марганец, фосфор, серу, никель, молибден, ниобий, титан, алюминий, бор, медь, хром, ванадий, азот, железо и неизбежные примеси, имеющая микроструктуру, содержащую мартенсит, бейнит и феррит (JP. 5195057 A). Known high-strength steel for pipelines, having a low yield coefficient and high low temperature viscosity, containing carbon, silicon, manganese, phosphorus, sulfur, nickel, molybdenum, niobium, titanium, aluminum, boron, copper, chromium, vanadium, nitrogen, iron and inevitable impurities having a microstructure containing martensite, bainite and ferrite (JP. 5195057 A).
При получении сверхпрочных магистральных труб необходимо соблюдать баланс между прочностью и низкотемпературной вязкостью, вязкостью зоны воздействия тепла сварки и свариваемостью на месте, разупрочнением и размягчением швов и т.д. и ускорением усовершенствования сверхпрочных магистральных труб (превосходящих Х100). Upon receipt of heavy-duty trunk pipes, it is necessary to strike a balance between strength and low temperature viscosity, viscosity of the zone of influence of the heat of welding and weldability in place, softening and softening of the joints, etc. and accelerating the improvement of heavy-duty trunk pipes (superior to X100).
Кроме того, задачей изобретения является создание стали для высокопрочной магистральной трубы, которая является низкоуглеродистой сталью, содержащей Ni-Nb-Mo-следы Ti, добавленные в смеси, микроструктура которой включает смешанную мягкую/твердую структуру феррита, (имеющего средний размер зерна не более чем 5 мкм и содержащую заданное количество нагартованного феррита) и мартенсит, бейнит. In addition, it is an object of the invention to provide steel for a high-strength main pipe, which is a low-carbon steel containing Ni-Nb-Mo-traces of Ti added to a mixture whose microstructure includes a mixed soft / hard ferrite structure (having an average grain size of not more than 5 microns and containing a predetermined amount of quartered ferrite) and martensite, bainite.
Решение этих задач осуществляется за счет того, что высокопрочная сталь для магистральных трубопроводов содержит указанные компоненты при следующем их отношении вес. %:
Углерод - 0,05-0,10
Кремний - Не более 0,6
Марганец - 1,7 - 2,5
Фосфор - Не более 0,015
Сера - Не более 0,003
Никель - 0,1 - 1,0
Молибден - 0,15 - 0,60
Ниобий - 0,01 - 0,10
Титан - 0,005 - 0,030
Алюминий - Не более 0,06
Бор - До 0,0020
Медь - До 1,2
Хром - До 0,8
Ванадий - До 0,10
Азот - 0,001 - 0,006
Железо и неизбежные примеси - Остальное.The solution to these problems is due to the fact that high-strength steel for main pipelines contains these components with the following weight ratio. %:
Carbon - 0.05-0.10
Silicon - Not more than 0.6
Manganese - 1.7 - 2.5
Phosphorus - Not more than 0.015
Sulfur - Not more than 0.003
Nickel - 0.1 - 1.0
Molybdenum - 0.15 - 0.60
Niobium - 0.01 - 0.10
Titanium - 0.005 - 0.030
Aluminum - Not more than 0.06
Boron - Up to 0.0020
Copper - Up to 1.2
Chrome - Up to 0.8
Vanadium - Up to 0.10
Nitrogen - 0.001 - 0.006
Iron and Inevitable Impurities - Else.
при этом она имеет показатель прокаливаемости при ее закалке в диапазоне от 1,9 до 4,0, определяемый в зависимости от химического состава стали по следующей формуле. however, it has a hardenability index during its hardening in the range from 1.9 to 4.0, determined depending on the chemical composition of the steel according to the following formula.
P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + (1+ β)Mo + V - 1 + β,
где P показатель прокаливаемости при закалке стали,
β условный параметр, учитывающий влияние B-бора на прокаливаемость при условии, что β принимает значение ---> 0, когда β ---> B < 3 ppm, и значение ---> 1, когда β ---> B ≥ 3 ppm, причем она имеет микроструктуру, в которой ферритная фракция составляет от 20 до 90% с содержанием в феррите от 50 до 100% нагартованного феррита, а среднее значение зерна феррита составляет не более чем 5 мкм.P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45 (Ni + Cu) + (1+ β) Mo + V - 1 + β,
where P is the hardenability index for steel hardening,
β is a conditional parameter that takes into account the effect of B-boron on hardenability, provided that β takes the value ---> 0 when β ---> B <3 ppm, and the value ---> 1 when β ---> B ≥ 3 ppm, moreover, it has a microstructure in which the ferrite fraction is from 20 to 90% with a ferrite content of from 50 to 100% quartered ferrite, and the average value of the ferrite grain is not more than 5 μm.
Кроме того, высокопрочная сталь содержит в вес.%:
Бор - 0,0003 - 0,0020
Медь - 0,1 - 1,2
Хром - 0,1 - 0,8
Ванадий - 0,01 - 0,10
Является целесообразным, если сталь дополнительно содержит следующие компоненты в вес.%:
Кальций - 0,001 - 0,06
РЭМ - 0,001 - 0,020
Магний - 0,001 - 0,006
Согласно второму варианту выполнения высокопрочной стали для магистральных трубопроводов, имеющей низкий коэффициент текучести и повышенную низкотемпературную вязкость, содержащей углерод, кремний, марганец, фосфор, серу, никель, молибден, ниобий, титан, алюминий, бор, азот, железо и неизбежные примеси, имеющей микроструктуру, содержащую мартенсит, бейнит и феррит, она отличается тем, что она содержит указанные компоненты при следующем их соотношении в вес.%:
Углерод - 0,05 - 0,10
Кремний - Не более 0,6
Марганец - 1,7 - 2,2
Фосфор - Не более 0,015
Сера - Не более 0,003
Никель - 0,1 - 1,0
Молибден - 0,15 - 0,50
Ниобий - 0,01 - 0,10
Титан - 0,005 - 0,030
Алюминий - Не более 0,06
Бор - До 0,0003 - 0,0020
Азот - 0,001 - 0,006
Железо и неизбежные примеси - Остальное.In addition, high strength steel contains in wt.%:
Boron - 0.0003 - 0.0020
Copper - 0.1 - 1.2
Chrome - 0.1 - 0.8
Vanadium - 0.01 - 0.10
It is advisable if the steel additionally contains the following components in wt.%:
Calcium - 0.001 - 0.06
SEM - 0.001 - 0.020
Magnesium - 0.001 - 0.006
According to a second embodiment, high-strength steel for main pipelines having a low flow coefficient and high low-temperature viscosity, containing carbon, silicon, manganese, phosphorus, sulfur, nickel, molybdenum, niobium, titanium, aluminum, boron, nitrogen, iron and inevitable impurities, having the microstructure containing martensite, bainite and ferrite, it is characterized in that it contains these components in the following ratio in wt.%:
Carbon - 0.05 - 0.10
Silicon - Not more than 0.6
Manganese - 1.7 - 2.2
Phosphorus - Not more than 0.015
Sulfur - Not more than 0.003
Nickel - 0.1 - 1.0
Molybdenum - 0.15 - 0.50
Niobium - 0.01 - 0.10
Titanium - 0.005 - 0.030
Aluminum - Not more than 0.06
Boron - Up to 0.0003 - 0.0020
Nitrogen - 0.001 - 0.006
Iron and Inevitable Impurities - Else.
при этом она имеет показатель прокаливаемости при ее закалке в диапазоне от 2,5 до 4,0, определяемый в зависимости от химического состава стали по следующей формуле:
P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,45Ni + 2Мо,
где P - показатель прокаливаемости при закалке стали, причем она имеет микроструктуру, в которой ферритная фракция составляет от 20 до 90% с содержанием в феррите от 50 до 100% нагартованного феррита, и средним размером зерна феррита не более чем 5 мкм.however, it has a hardenability index during hardening in the range from 2.5 to 4.0, determined depending on the chemical composition of the steel according to the following formula:
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.45Ni + 2Mo,
where P is the hardenability index during hardening of steel, and it has a microstructure in which the ferrite fraction is from 20 to 90% with a content in ferrite from 50 to 100% of cured ferrite, and the average grain size of the ferrite is not more than 5 μm.
При этом высокопрочная сталь дополнительно содержит следующие компоненты в вес. %. At the same time, high-strength steel additionally contains the following components in weight. %
Ванадий - 0,01 - 0,10
Хром - 0,1 - 0,6
Медь - 0,1 - 1,0
Согласно еще одному варианту выполнения высокопрочной стали для магистральных трубопроводов, имеющей низкий коэффициент текучести и повышенную низкотемпературную вязкость, содержащей углерод, кремний, марганец, фосфор, серу, никель, молибден, ниобий, титан, алюминий, медь, хром, ванадий, азот, железо и неизбежные примеси, имеющей микроструктуру, содержащую мартенсит, бейнит и феррит, отличается тем, что она содержит указанные компоненты при следующем их соотношении в вес. %:
Углерод - 0,05-0,10
Кремний - Не более 0,6
Марганец - 1,7 - 2,5
Фосфор - Не более 0,015
Сера - не более 0,003
Никель - 0,1 - 1,0
Молибден - 0,35 - 0,50
Ниобий - 0,01 - 0,10
Титан - 0,005 - 0,030
Алюминий - Не более 0,06
Медь - 0,8-1,2
Хром - До 0,6
Ванадий - До 0,10
Азот - 0,001 - 0,006
Железо и неизбежные примеси - Остальное.Vanadium - 0.01 - 0.10
Chrome - 0.1 - 0.6
Copper - 0.1 - 1.0
According to another embodiment of high-strength steel for pipelines, having a low yield coefficient and increased low temperature viscosity, containing carbon, silicon, manganese, phosphorus, sulfur, nickel, molybdenum, niobium, titanium, aluminum, copper, chromium, vanadium, nitrogen, iron and inevitable impurities having a microstructure containing martensite, bainite and ferrite, characterized in that it contains these components in the following ratio in weight. %:
Carbon - 0.05-0.10
Silicon - Not more than 0.6
Manganese - 1.7 - 2.5
Phosphorus - Not more than 0.015
Sulfur - not more than 0.003
Nickel - 0.1 - 1.0
Molybdenum - 0.35 - 0.50
Niobium - 0.01 - 0.10
Titanium - 0.005 - 0.030
Aluminum - Not more than 0.06
Copper - 0.8-1.2
Chrome - Up to 0.6
Vanadium - Up to 0.10
Nitrogen - 0.001 - 0.006
Iron and Inevitable Impurities - Else.
при этом она имеет показатель прокаливаемости при ее закалке в диапазоне от 2,5 до 3,5, определяемый в зависимости от химического состава стали по следующей формуле:
P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + Mo + V -1,
где P - показатель прокаливаемости при закалке стали, причем она имеет микроструктуру, в которой ферритная фракция составляет от 20 до 90% с содержанием в феррите от 50 до 100% нагартованного феррита, и средним значением зерна феррита не более чем 5 мкм.however, it has a hardenability index when it is hardened in the range from 2.5 to 3.5, determined depending on the chemical composition of the steel according to the following formula:
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45 (Ni + Cu) + Mo + V -1,
where P is the hardenability index during hardening of steel, moreover, it has a microstructure in which the ferrite fraction is from 20 to 90% with a content of 50 to 100% of fermented ferrite in the ferrite and the average value of the ferrite grain is not more than 5 μm.
При этом высокопрочная сталь может содержать, вес.%:
Хром - 0,1 - 0,6
Ванадий - 0,01 - 0,10
Является целесообразным, если сталь дополнительно содержит следующие компоненты в вес.%:
Кальций - 0,001 - 0,006
РЭМ - 0,001 - 0,020
Магний - 0,001 - 0,006
Ниже изобретение описывается более подробно.In this case, high-strength steel may contain, wt.%:
Chrome - 0.1 - 0.6
Vanadium - 0.01 - 0.10
It is advisable if the steel additionally contains the following components in wt.%:
Calcium - 0.001 - 0.006
SEM - 0.001 - 0.020
Magnesium - 0.001 - 0.006
Below the invention is described in more detail.
Прежде всего будет рассмотрена микроструктура стали согласно изобретению. First of all, the microstructure of steel according to the invention will be considered.
При достижении сверхвысокого предела прочности на рызрыв, составляющего по меньшей мере 950 МПа, микроструктура материала стали должна содержать заданное количество мартенсит - бейнита, и для этого ферритная фракция должна составлять от 20 до 90% (или фракция мартенсит/бейнита должна составлять от 10 до 80%). Если ферритная фракция составляет более 90 %, фракция мартенсит/бейнита становится слишком малой, и заданная прочность не может быть достигнута. Ферритная фракция также зависит от содержания C, и если содержание C превышает 0,05%, довольно трудно получить по крайней мере 90 % ферритной фракции. Upon reaching an ultrahigh tensile strength, at least 950 MPa, the microstructure of the steel material should contain a predetermined amount of martensite - bainite, and for this the ferrite fraction should be from 20 to 90% (or the martensite / bainite fraction should be from 10 to 80 %). If the ferrite fraction is more than 90%, the martensite / bainite fraction becomes too small, and the specified strength cannot be achieved. The ferrite fraction also depends on the C content, and if the C content exceeds 0.05%, it is rather difficult to obtain at least 90% of the ferritic fraction.
В стали согласно настоящему изобретению наиболее желательная ферритная фракция составляет от 30 до 80% с точки зрения прочности и низкотемпературной вязкости. Однако феррит сначала является мягким. Поэтому, даже когда ферритная фракция составляет от 30 до 90%, заданная прочность (и, в частности, предел текучести и низкотемпературная вязкость) не могут быть достигнуты, если доля нагартованного феррита слишком мала. Поэтому доля нагартованного феррита устанавливается равной от 50 до 100%. Нагартовка (прокатка) феррита улучшает его предел текучести за счет дислокационного упрочнения и субзеренного упрочнения, и в то же время она исключительно эффективна для улучшения температуры перехода Чарпи, как будет показано далее. In the steel according to the present invention, the most desirable ferritic fraction is from 30 to 80% in terms of strength and low temperature viscosity. However, ferrite is at first mild. Therefore, even when the ferrite fraction is from 30 to 90%, the specified strength (and, in particular, the yield strength and low temperature viscosity) cannot be achieved if the fraction of cured ferrite is too small. Therefore, the proportion of quartered ferrite is set equal to from 50 to 100%. Ferrite hardening (rolling) improves its yield strength due to dislocation hardening and subgrain hardening, and at the same time it is extremely effective for improving the Charpy transition temperature, as will be shown below.
Даже ограничения структуры, как описано выше, еще не являются достаточными для достижения превосходной низкотемпературной вязкости. Для достижения этой цели необходимо использовать разделение посредством введения нагартованного феррита, средний размер зерна для тонкого феррита не должен превышать 5 μ м. Следует внести ясность, что в ультравысокопрочной стали к тому же разделение происходит при испытаниях на ударную вязкость и т.д. путем введения текстуры нагартованного феррита и что температура перехода разрушения резко снижается. (Сепарация или разделение - это феномен или явление послойного отслаивания, происходящее при испытаниях на ударную вязкость, и, как предполагают, оно снижает пространственное трехосное напряжение на отдаленном конце хрупких трещин и улучшает характеристики этапа распространения хрупких трещин). Even structural limitations, as described above, are not yet sufficient to achieve excellent low temperature viscosity. To achieve this, it is necessary to use separation by introducing quartered ferrite, the average grain size for thin ferrite should not exceed 5 μm. It should be made clear that in ultra-high-strength steel, moreover, separation occurs during impact tests, etc. by introducing the texture of fretted ferrite and that the temperature of the fracture transition decreases sharply. (Separation or separation is a phenomenon or phenomenon of layer-by-layer delamination that occurs during impact tests, and, as suggested, it reduces the spatial triaxial stress at the distal end of brittle cracks and improves the characteristics of the propagation stage of brittle cracks).
Также установлено, что когда средний размер ферритного зерна не превышает 5 μ м, мартенсит/бейнитная структура, отличная от феррита, одновременно измельчается, и могут быть обеспечены заметное улучшение температуры перехода и увеличение предела текучести. It has also been found that when the average ferrite grain size does not exceed 5 μm, a martensite / bainitic structure other than ferrite is crushed at the same time, and a noticeable improvement in the transition temperature and an increase in yield strength can be achieved.
Как описано выше, настоящее изобретение обеспечивает резкое улучшение баланса прочности и низкотемпературной вязкости смешанной твердой/мягкой структуры феррита мартенсит/бейнитной структуры в Nb - Mo стали, низкотемпературная вязкость которой в прошлом считалась плохой. As described above, the present invention provides a dramatic improvement in the balance of strength and low temperature viscosity of the mixed hard / soft structure of the martensite ferrite / bainitic structure in Nb-Mo steel, whose low temperature viscosity was previously considered poor.
Однако, даже если микроструктура стали строго контролируется, как описано выше, материал стали, имеющий заданные характеристики, не может быть получен. Для выполнения этой задачи одновременно с микроструктурой необходимо ограничивать химический состав. However, even if the microstructure of the steel is strictly controlled, as described above, a steel material having predetermined characteristics cannot be obtained. To perform this task simultaneously with the microstructure, it is necessary to limit the chemical composition.
Далее изложены причины ограничения химического состава. The following are reasons for limiting the chemical composition.
Содержание C находится в пределах от 0,05 до 0,10% вес. Углерод является чрезвычайно эффективным элементом для увеличения прочности стали. Для того, чтобы получить заданную прочность в феррите и мартенсит/бейнитной смешанной твердой/мягкой структуре, содержание C должно составлять по крайней мере 0,05 %. Это также является минимальным количеством для закрепления эффекта дисперсионного упрочнения путем добавления Nb и V, и эффекта измельчения кристаллических зерен, и прочности участка сварного шва. Если содержание C слишком высокое, то низкотемпературная вязкость, и основного металла, и в зоне воздействия тепла сварки (HAZ) и свариваемость на месте значительно ухудшаются. Поэтому верхний предел содержания C установлен равным 0,10%. The content of C is in the range from 0.05 to 0.10% by weight. Carbon is an extremely effective element for increasing the strength of steel. In order to obtain the desired strength in ferrite and martensite / bainitic mixed hard / soft structure, the content of C must be at least 0.05%. This is also the minimum amount to consolidate the effect of dispersion hardening by adding Nb and V, and the effect of grinding crystalline grains, and the strength of the weld section. If the C content is too high, the low temperature viscosity of both the base metal and in the weld heat affected zone (HAZ) and in-situ weldability are significantly impaired. Therefore, the upper limit of the content of C is set to 0.10%.
Кремний (Si) добавляют для раскисления или восстановления и улучшения прочности. Если его содержание слишком высокое, то HAZ вязкость и свариваемость на месте значительно ухудшаются. Поэтому его верхний предел ограничен 0,6%. Раскисление стали может быть удовлетворительно осуществлено посредством Ti или Al, и Si не всегда необходимо добавлять. Silicon (Si) is added to deoxidize or recover and improve strength. If its content is too high, then the HAZ viscosity and weldability in place are significantly impaired. Therefore, its upper limit is limited to 0.6%. The deoxidation of the steel can be satisfactorily carried out by Ti or Al, and Si is not always necessary to add.
Марганец, по существу, является элементом для превращения микроструктуры стали настоящего изобретения в ферритную и мартенсит/бейнитную смешанную твердую/мягкую структуру и гарантирования превосходного баланса между прочностью и низкотемпературной вязкостью, и его нижний предел составляет 1,7%. Однако, если содержание Mn является слишком высоким, упрочняемость стали возрастает, в связи с чем не только ухудшаются HAZ вязкость и свариваемость на месте, но и ускоряется центральное расстояние стального сляба, полученного непрерывной разливкой и ухудшается низкотемпературная вязкость основного металла. Поэтому его верхний предел установлен равным 2,5%. Предпочтительное содержание Mn составляет от 1,9 до 2,1%. Manganese is essentially an element for converting the microstructure of the steel of the present invention into a ferritic and martensite / bainitic mixed hard / soft structure and guaranteeing an excellent balance between strength and low temperature viscosity, and its lower limit is 1.7%. However, if the Mn content is too high, the steel hardenability increases, and therefore not only the HAZ toughness and weldability in place deteriorate, but also the central distance of the steel slab obtained by continuous casting is accelerated and the low temperature viscosity of the base metal is degraded. Therefore, its upper limit is set equal to 2.5%. A preferred Mn content is from 1.9 to 2.1%.
Задачей добавления никеля (Ni) является улучшение прочности низкоуглеродистой стали настоящего изобретения без ухудшения низкотемпературной вязкости и свариваемости на месте. В сравнении с добавкой Mn, Cr и Mo добавка Ni дает меньшее ухудшение упрочненной структуры в сравнении с низкотемпературной вязкостью в прокатанной структуре (в частности, в полосе центрального расслоения сляба), и добавка следов Ni, как установлено, эффективна для улучшения также и HAZ вязкости. С точки зрения HAZ вязкости, особенно эффективное количество добавки Ni составляет больше, чем 0,3%. Однако, если количество добавки слишком велико, это не только неэкономично, но и ухудшает HAZ вязкость и свариваемость на месте. Поэтому верхний предел установлен равным 1,0%. Добавка Ni также является эффективной для предотвращения Cu трещин во время горячей прокатки и непрерывной разливки. В этом случае Ni должен добавляться в количестве, составляющем по крайней мере 1/3 содержания Cu. The objective of adding nickel (Ni) is to improve the strength of the low carbon steel of the present invention without impairing the low temperature viscosity and weldability in place. Compared to the Mn, Cr, and Mo additive, Ni additive gives less deterioration in the hardened structure as compared to the low temperature viscosity in the rolled structure (in particular, in the central strip separation layer), and Ni trace addition has been found to be effective in improving also the HAZ viscosity . From the point of view of HAZ viscosity, a particularly effective amount of Ni additive is greater than 0.3%. However, if the amount of additive is too large, it is not only uneconomical, but also degrades HAZ toughness and weldability in place. Therefore, the upper limit is set to 1.0%. Ni addition is also effective in preventing Cu cracks during hot rolling and continuous casting. In this case, Ni should be added in an amount of at least 1/3 of the Cu content.
Молибден (Mo) добавляют для улучшения упрочняемости стали и получения заданной смешанной твердой/мягкой структуры. Присутствуя совместно с Nb, Mo сильно ограничивает рекристаллизацию аустенита в процессе регулируемой прокатки и улучшает аустенитную структуру. Для достижения такого эффекта необходимо добавлять по крайней мере 0,15% Mo . Однако добавление Mo в избыточном количестве ухудшает HAZ вязкость и свариваемость на месте, и его верхний предел установлен равным 0,6%. Molybdenum (Mo) is added to improve the strength of steel and to obtain the desired mixed hard / soft structure. Being present together with Nb, Mo severely limits the recrystallization of austenite in the process of controlled rolling and improves the austenitic structure. To achieve this effect, at least 0.15% Mo must be added. However, adding Mo in excess amounts impairs the HAZ viscosity and weldability in place, and its upper limit is set to 0.6%.
Кроме того, сталь согласно настоящему изобретению содержит от 0,01 до 0,10% Nb и 0,005 - 0,030% Ti в качестве существенных элементов. In addition, the steel according to the present invention contains from 0.01 to 0.10% Nb and 0.005 to 0.030% Ti as essential elements.
В присутствии Mo ниобий (Nb) подавляет рекристаллизацию аустенита в процессе регулируемой прокатки и измельчает кристаллические зерна. Он также в значительной степени способствует дисперсионному упрочнению и закалке и улучшает вязкость стали. Если добавленное количество Nb слишком велико, то он оказывает вредное влияние на HAZ вязкость и свариваемость на месте. Поэтому его верхний предел равен 0,10%. In the presence of Mo, niobium (Nb) inhibits austenite recrystallization during controlled rolling and mills crystalline grains. It also greatly contributes to dispersion hardening and hardening and improves the toughness of steel. If the added amount of Nb is too large, then it has a detrimental effect on the HAZ viscosity and weldability in place. Therefore, its upper limit is 0.10%.
С другой стороны, добавка титана (Ti), который образует тонкий TIN, ограничивает укрупнение аустенитных зерен во время подогрева сляба и сварки, улучшает микроструктуру и улучшает HAZ низкотемпературной вязкости основного металла и HAZ. Когда содержание Al невелико (например, не более чем 0,005%), Ti образует оксид, функционирует как центр внутри-зеренного ферритного образования и улучшает HAZ структуру. Для достижения этого эффекта добавка Ti должна составлять по крайней мере 0,005%. Однако, когда содержание Ti слишком высокое, происходит укрупнение Ti и дисперсионное упрочнение благодаря TiC, и низкотемпературная вязкость ухудшается. Поэтому его верхний предел установлен 0,03%. On the other hand, the addition of titanium (Ti), which forms a thin TIN, limits the coarsening of austenitic grains during slab heating and welding, improves the microstructure and improves the HAZ of the low temperature viscosity of the base metal and HAZ. When the Al content is small (for example, not more than 0.005%), Ti forms an oxide, functions as the center of the intragranular ferrite formation and improves the HAZ structure. To achieve this effect, the Ti addition must be at least 0.005%. However, when the Ti content is too high, coarsening of Ti and dispersion hardening due to TiC occurs, and the low temperature viscosity deteriorates. Therefore, its upper limit is set to 0.03%.
Алюминий (Al) обычно содержится в стали в качестве раскислителя и оказывает влияние на улучшение структуры. Однако, если содержание Al превышает 0,06% увеличиваются неметаллические включения типа окиси алюминия и снижается чистота стали. Поэтому его верхний предел установлен равным 0,06%. Раскисление может быть осуществлено посредством Ti или Si, и Al не всегда нужно добавлять. Aluminum (Al) is usually found in steel as a deoxidizing agent and influences structural improvement. However, if the Al content exceeds 0.06%, non-metallic inclusions such as aluminum oxide increase and the purity of the steel decreases. Therefore, its upper limit is set at 0.06%. Deoxidation can be carried out by Ti or Si, and Al does not always need to be added.
Азот (N) образует TiN, ограничивает укрупнение аустенитных зерен в процессе подогрева сляба и аустенитных зерен HAZ, улучшает низкотемпературную вязкость как основного металла, так и HAZ. Минимальное необходимое количество в этом случае составляет 0,001%. Однако, когда содержание N слишком велико, это приведет к дефектам поверхности сляба и ухудшению HAZ вязкости вследствие образования твердого раствора N. Поэтому его верхний предел должен быть ограничен 0,006%. Nitrogen (N) forms TiN, limits the coarsening of austenitic grains during heating of the slab and austenitic grains of HAZ, improves the low-temperature viscosity of both the base metal and HAZ. The minimum amount required in this case is 0.001%. However, when the N content is too high, this will lead to defects in the surface of the slab and a deterioration in the HAZ viscosity due to the formation of solid solution N. Therefore, its upper limit should be limited to 0.006%.
Кроме того, настоящее изобретение ограничивает содержание P и S как примесных элементов до не более чем 0,015% и не более чем 0,003% , соответственно. Главной задачей этих элементов является дополнительное улучшение низкотемпературной вязкости и основного металла, и HAZ. Уменьшение содержания P уменьшает центральное расслоение непрерывно отличаемого сляба, предотвращает разрушение границ зерен и улучшает низкотемпературную вязкость. Уменьшение содержания S необходимо для того, чтобы понизить MnS, который растягивается и удлиняется при регулируемой прокатке и улучшает пластичность и вязкость. In addition, the present invention limits the content of P and S as impurity elements to not more than 0.015% and not more than 0.003%, respectively. The main objective of these elements is to further improve the low temperature viscosity of both the base metal and HAZ. Reducing the content of P reduces the central separation of the continuously distinguished slab, prevents the destruction of grain boundaries and improves low temperature viscosity. A reduction in the S content is necessary in order to lower the MnS, which stretches and lengthens with controlled rolling and improves ductility and toughness.
Более того, в случае необходимости селективно добавляется по крайней мере один из следующих элементов:
B : от 0,0003 до 0,0020%
Cu: от 0,1 до 1,0%
Cr: от 0,1 до 0,8%
V: от 0,01 до 0,10%
Далее поясним задачи добавки B, Cu, Cr, V, Ca, Mo и Y.Moreover, if necessary, at least one of the following elements is selectively added:
B: 0.0003 to 0.0020%
Cu: 0.1 to 1.0%
Cr: 0.1 to 0.8%
V: from 0.01 to 0.10%
Next, we explain the tasks of adding B, Cu, Cr, V, Ca, Mo, and Y.
Бор (B) ограничивает образование крупных ферритов у границ зерен в процессе прокатки и способствует образованию тонкого мелкого феррита внутри зерен. Кроме того B ограничивает образование межзеренного феррита в HAZ и улучшает HAZ вязкость в способах сварки, имеющих большой подвод тепла, таких как SAW (дуговая сварка в защитной среде), используемой при роликовой сварке стальных труб. Если количество добавляемого B не больше, чем 0,0003%, эффект не может быть достигнут, и если оно превышает 0,0020 %, будут выделяться соединения бора, что приведет к снижению низкотемпературной вязкости. Поэтому количество добавки бора находится в диапазоне от 0,0003 до 0,0020%. Boron (B) limits the formation of large ferrites at the grain boundaries during rolling and promotes the formation of fine fine ferrite inside the grains. In addition, B limits the formation of intergranular ferrite in HAZ and improves the HAZ viscosity in welding methods having a large heat input, such as SAW (arc welding in a protective medium) used in the rolling welding of steel pipes. If the amount of added B is not more than 0.0003%, the effect cannot be achieved, and if it exceeds 0.0020%, boron compounds will be released, which will lead to a decrease in low temperature viscosity. Therefore, the amount of boron additive is in the range from 0.0003 to 0.0020%.
Медь (Cu) резко улучшает прочность ферритной и мартенсит/бейнитной двухфазной смешанной структуры за счет закалки и дисперсионного упрочнения мартенсит/бейнитной фазы. Она также эффективна для улучшения коррозионной стойкости и трезиностойкости от трещин, вызванных водородом (устойчивости к водородному охрупчиванию). Если содержание меди меньше, чем 0,1%, эти эффекты не достигаются. Поэтому нижний предел составляет 0,1%. Добавление избыточного количества меди ведет к снижению вязкости и основного металла, и HAZ вследствие дисперсного упрочнения, и в процессе горячей обработки имеют место Cu трещины. Поэтому ее верхний предел составляет 1,2%. Copper (Cu) dramatically improves the strength of the ferritic and martensite / bainitic biphasic mixed structures due to quenching and dispersion hardening of the martensite / bainitic phase. It is also effective in improving the corrosion and tread resistance against cracks caused by hydrogen (hydrogen embrittlement resistance). If the copper content is less than 0.1%, these effects are not achieved. Therefore, the lower limit is 0.1%. The addition of excess copper leads to a decrease in the viscosity of both the base metal and HAZ due to dispersion hardening, and Cu cracks occur during hot working. Therefore, its upper limit is 1.2%.
Хром (Cr) увеличивает прочность участка сварного шва. Если количество добавляемого хрома слишком велико, то HAZ вязкость, а также свариваемость на месте заметно ухудшается. Поэтому верхний предел содержания хрома составляет 0,8%. Если количество добавляемого хрома меньше, чем 0,1%, эти эффекты не могут быть достигнуты. Поэтому его нижний предел составляет 0,1%. Chrome (Cr) increases the strength of the weld section. If the amount of added chromium is too large, then the HAZ viscosity, as well as the weldability in place, is noticeably deteriorated. Therefore, the upper limit of the chromium content is 0.8%. If the amount of added chromium is less than 0.1%, these effects cannot be achieved. Therefore, its lower limit is 0.1%.
Ванадий (V) имеет, по существу, тот же самый эффект, что и Nb, но его влияние слабее, чем у Nb. Однако эффект добавки V в ультрапрочные стали достаточно велик, и сложная добавка Nb и V делает превосходные характеристики настоящего изобретения еще более заметными. V подвержен вызванному деформацией выделению в процессе обработки (горячей прокатки) феррита и заметно упрочняет феррит. Если количество добавки ванадия меньше, чем 0,01%, такой эффект не может быть достигнут. Поэтому его нижний предел составляет 0,01%. Верхний предел может достигать до 0,10% с точки зрения HAZ вязкости и свариваемости на месте, при этом наиболее предпочтительный диапазон составляет от 0,03 до 0,08%. Vanadium (V) has essentially the same effect as Nb, but its effect is weaker than that of Nb. However, the effect of the addition of V to ultra-high strength steels is large enough, and the complex addition of Nb and V makes the excellent characteristics of the present invention even more noticeable. V is susceptible to deformation-induced precipitation of ferrite during processing (hot rolling) and appreciably strengthens ferrite. If the amount of vanadium additive is less than 0.01%, this effect cannot be achieved. Therefore, its lower limit is 0.01%. The upper limit can reach up to 0.10% from the point of view of HAZ viscosity and weldability in place, with the most preferred range being from 0.03 to 0.08%.
Кроме того, в случае необходимости, могут быть добавлены следующие компоненты:
Ca: от 0,001 до 0,006%
РЗМ: от 0,001 до 0,02%,
или по крайней мере один из следующих компонентов:
Mg: от 0,001 до 0,006%, и
Y: от 0,001 до 0,010%.In addition, if necessary, the following components can be added:
Ca: 0.001 to 0.006%
REM: from 0.001 to 0.02%,
or at least one of the following components:
Mg: 0.001 to 0.006%, and
Y: from 0.001 to 0.010%.
Далее поясним причины добавки Ca, РЗМ, Mg и Y. Next, we explain the reasons for the addition of Ca, REM, Mg, and Y.
Ca и РЗМ регулируют образование сульфида (MnS) и улучшают низкотемпературную вязкость (увеличивают энергию поглощения в испытаниях на ударную вязкость, и т. п. Однако не может быть достигнут никакой практический результат, если содержание Ca или РЗМ составляет не более чем 0,001 %, и если содержание Ca превышает 0,006 % или содержание РЗМ превышает 0,02 %, образуются большие количества CaO-CaS, или РЗМ-CaS, что имеет своим результатом большие скопления и большие включения. Они не только ухудшают чистоту стали, но и вредно влияют на свариваемость на месте. Поэтому верхний предел добавляемого количества Ca или РЗМ установлен до 0,006% или 0,02%, соответственно. Кроме того, в ультрапрочных магистральных трубах особенно эффективно снижение содержания S и О до 0,001% и 0,002%, соответственно, и регулирование значения ESSP от ESSP = (Ca) [1 - 124(0)]/1,25 S до 0,5 ≤ ESSP ≤ 10,0. Термин ESSP является аббревиатурой "Effective Sulfide State control Parameter" (параметр регулирования эффективного сульфидного состояния). Ca and REM regulate the formation of sulfide (MnS) and improve low-temperature viscosity (increase the absorption energy in impact tests, etc. However, no practical result can be achieved if the content of Ca or REM is not more than 0.001%, and if the Ca content exceeds 0.006% or the REM content exceeds 0.02%, large amounts of CaO-CaS or REM-CaS are formed, which results in large accumulations and large inclusions, which not only impair the purity of the steel, but also adversely affect weldability on the spot. The upper limit of the added amount of Ca or REM is set to 0.006% or 0.02%, respectively.In addition, in ultra-strong main pipes, it is especially effective to reduce the content of S and O to 0.001% and 0.002%, respectively, and adjust the ESSP value from ESSP = (Ca) [1 - 124 (0)] / 1.25 S to 0.5 ≤ ESSP ≤ 10.0 The term ESSP is an acronym for "Effective Sulfide State control Parameter".
Каждый из двух элементов, т.е. магний (Mg) и иттрий (Y) образуют мелкие окислы, ограничивают рост γзерен, когда сталь прокатывают или подогревают, и улучшают структуру после горячей прокатки. Кроме того они подавляют рост зоны воздействия тепла сварки и улучшают низкотемпературную вязкость HAZ. Если количество их добавки слишком мало, эти эффекты не могут быть достигнуты, и если количество их добавки слишком велико, то они становятся крупными окислами и ухудшают низкотемпературную вязкость. Поэтому количество добавки установлено для Mg от 0,001 до 0,006% и для Y от 0,0012 до 0,10%. Когда добавляют Mg и Y, содержание Al, предпочтительнее, устанавливают не более, чем 0,005% с точки зрения тонкой дисперсии и текучести. Each of the two elements, i.e. magnesium (Mg) and yttrium (Y) form small oxides, limit the growth of γ grains when steel is rolled or heated, and improve the structure after hot rolling. In addition, they inhibit the growth of the heat zone of welding and improve the low-temperature viscosity of HAZ. If the amount of their additive is too small, these effects cannot be achieved, and if the amount of their additive is too large, then they become large oxides and impair the low-temperature viscosity. Therefore, the amount of additive is set for Mg from 0.001 to 0.006% and for Y from 0.0012 to 0.10%. When Mg and Y are added, the Al content is preferably set to not more than 0.005% from the point of view of fine dispersion and fluidity.
Помимо ограничения добавки отдельных элементов, описанных выше, настоящее изобретение, предпочтительнее, ограничивает значение
P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + (1 +β)Mo + V -1
до 1,9 ≤ P ≤ 4,0, когда сталь содержит Mo основу, до 2,5 ≤ P ≤ 4,0, когда дополнительно добавляют B, и до 2,5 ≤ P ≤ 3,5, когда в сталь дополнительно добавляют Cu. Это делается для получения заданного баланса между прочностью и низкотемпературной вязкостью без ухудшения HAZ вязкости и свариваемости на месте. Нижний предел значения P установлен равным 1,9 для того, чтобы получить прочность по крайней мере 950 МПа и превосходную низкотемпературную вязкость. Верхний предел значения P установлен равным 4,0 для того, чтобы поддерживать превосходную HAZ вязкость и свариваемость на месте.In addition to limiting the addition of the individual elements described above, the present invention preferably limits the meaning of
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45 (Ni + Cu) + (1 + β) Mo + V -1
up to 1.9 ≤ P ≤ 4.0, when the steel contains a Mo base, up to 2.5 ≤ P ≤ 4.0, when B is additionally added, and up to 2.5 ≤ P ≤ 3.5, when additionally added to the steel Cu. This is done to achieve the desired balance between strength and low temperature viscosity without compromising HAZ viscosity and weldability in place. The lower limit of the P value is set to 1.9 in order to obtain a strength of at least 950 MPa and excellent low temperature viscosity. The upper limit of the P value is set to 4.0 in order to maintain excellent HAZ viscosity and weldability in place.
В настоящем изобретении сталь типа низко C - высоко Mn - Nb - V - Mo - Ti, и типа Ni - Mo - Nb - следы Ti - следы B и типа Ni - Cu - Mo - Nb - следы Ti нагревают до температуры низкотемпературной зоны аустенита, затем прокатывают при строгом контроле в двухфазной аустенит/ферритной зоне и охлаждают воздухом или резко охлаждают воздухом для получения тонко нагартованного феррита плюс мартенсит/бейнитной смешанной структуры, вследствие чего одновременно достигается ультравысокая прочность и превосходная низкотемпературная вязкость и свариваемость на месте и размягчение участка сварного шва за счет смешанной структуры нагартованного феррита плюс мартенсит/бейнит. Затем будут пояснены причины ограничения условий изготовления. In the present invention, low C - high Mn - Nb - V - Mo - Ti type steel, and Ni - Mo - Nb type steel - Ti traces - B traces and Ni - Cu - Mo - Nb type traces - Ti traces are heated to the temperature of the austenite low temperature zone then rolled under strict control in a biphasic austenite / ferrite zone and air-cooled or quenched with air to obtain a finely cured ferrite plus a martensite / bainitic mixed structure, which ultimately results in ultrahigh strength and excellent low-temperature viscosity and weldability in place and softness the weld area due to the mixed structure of cured ferrite plus martensite / bainite. Then, the reasons for limiting manufacturing conditions will be explained.
В настоящем изобретении сляб сначала подогревают до температуры в диапазоне от 950 до 1300oC и затем прокатывают в горячем состоянии для того, чтобы степень кумулятивного обжатия при прокатке составляло по крайней мере 50% при температуре не выше, чем 950oC, коэффициент или степень кумулятивного сжатия составляла от 10 до 70%, предпочтительнее, от 15 до 50% в феррит-аустенитной двухфазной зоне от точки Ar3 до точки Ar1, и конечная температура прокатки в горячем состоянии составляла от 650 до 800oC. После этого прокатанный в горячем состоянии толстый лист охлаждают воздухом или охлаждают со скоростью охлаждения по крайней мере 10oC/с до произвольно выбранной температуры не выше, чем 500oC.In the present invention, the slab is first heated to a temperature in the range of 950 to 1300 ° C. and then hot rolled so that the cumulative reduction during rolling is at least 50% at a temperature not higher than 950 ° C., a coefficient or degree cumulative compression ranged from 10 to 70%, preferably from 15 to 50% in the ferrite-austenitic two-phase zone from point Ar 3 to point Ar 1 , and the final temperature of the hot rolling was from 650 to 800 o C. After that, rolled in hot condition thick sheet o cooled by air or cooled at a cooling rate of at least 10 ° C./s to an arbitrarily selected temperature of not higher than 500 ° C.
Этот процесс направлен на сохранение небольших исходных аустенитных зерен во время подогрева сляба и улучшение прокатанной структуры. Чем мельче исходные аустенитные зерна, тем более вероятным становится появление двухфазной структуры мелкого феррита-мартенсита. Температура 1300oC является верхним пределом температуры, при которой аустенитные зерна во время подогрева не становятся крупными. С другой стороны, если температура нагрева слишком низкая, легирующие элементы не растворяются в достаточной степени, и заданный материал не может быть получен. Поскольку необходимо нагревание в течение продолжительного промежутка времени для того, чтобы равномерно нагреть сляб, и сопротивление деформации во время прокатки в горячем состоянии становится большим, нежелательно возрастает потребление энергии. Поэтому нижним пределом температуры подогрева установлена температура 950oC.This process is aimed at preserving the small initial austenitic grains during heating of the slab and improving the rolled structure. The smaller the initial austenitic grains, the more likely it becomes the appearance of a two-phase structure of fine ferrite-martensite. Temperature 1300 o C is the upper limit of the temperature at which austenitic grains during heating do not become large. On the other hand, if the heating temperature is too low, the alloying elements do not dissolve sufficiently, and the desired material cannot be obtained. Since it is necessary to heat for a long period of time in order to uniformly heat the slab, and the deformation resistance during hot rolling becomes large, the energy consumption is undesirably increased. Therefore, the lower limit of the heating temperature is set at 950 o C.
Подогретый сляб должен быть прокатан таким образом, чтобы величина кумулятивного обжатия при прокатке при температуре не выше 990oC составляла по крайней мере 50%, величина кумулятивного сужения двухфазной феррит-аустенитной зоны от точки Ar3 до точки Ar1 составляла от 10 до 70%, предпочтительно, от 15 до 50%, и конечная температура прокатки составляла от 650 до 800oC. Причиной, по которой кумулятивное обжатие ниже 950oC ограничено значением, составляющим по крайней мере 50%, является увеличение прокатывания в аустенитной нерекристаллизованной зоне и измельчение аустенитной структуры перед превращением и конвертирование структуры после превращения в смешанную феррит - мартенсит/бейнитную структуру. Ультравысокопрочная магистральная труба, имеющая предел прочности на разрыв по крайней мере 950 МПа, требует более высокой вязкости, чем даже с точки зрения безопасности. Поэтому ее значение кумулятивного обжатия должно быть по крайней мере равным 50%. (Значение кумулятивного обжатия при прокатке, предпочтительнее, является настолько высоким, настолько это возможно, и не имеет верхнего предела).The heated slab must be rolled so that the cumulative reduction during rolling at a temperature not higher than 990 o C was at least 50%, the cumulative narrowing of the two-phase ferrite-austenitic zone from point Ar 3 to point Ar 1 was from 10 to 70% preferably from 15 to 50%, and the final rolling temperature was from 650 to 800 ° C. The reason why the cumulative reduction is below 950 ° C. is limited to at least 50% is an increase in rolling in the austenitic unrecrystallized zone and from grinding of the austenitic structure before transformation and conversion of the structure after transformation into a mixed ferrite - martensite / bainitic structure. An ultra-high-strength main pipe with a tensile strength of at least 950 MPa requires a higher viscosity than even from a safety point of view. Therefore, its cumulative compression value should be at least 50%. (The value of the cumulative reduction during rolling, preferably, is so high, as possible, and has no upper limit).
Кроме того, в настоящем изобретении величина кумулятивного обжатия или сужения феррит-аустенитной двухфазной зоны должно быть равным от 10 до 70%, и конечная температура прокатки должна составлять от 650 до 800oC. Это делается для того, чтобы дополнительно измельчить аустенит в нерекристаллизованной зоне для того, чтобы нагартовать и упрочнить феррит и обеспечить его более легкое разделение во время испытаний на ударную вязкость.In addition, in the present invention, the cumulative compression or narrowing of the ferrite-austenitic biphasic zone should be equal to from 10 to 70%, and the final rolling temperature should be from 650 to 800 o C. This is done in order to further grind the austenite in the unrecrystallized zone in order to wind and harden the ferrite and ensure its easier separation during impact tests.
Когда величина кумулятивного сужения при прокатке двухфазной зоны ниже 50%, происходит недостаточное разделение, и не может быть достигнуто улучшение характеристик остановки распространения хрупких трещин. When the cumulative narrowing value during rolling of the two-phase zone is below 50%, insufficient separation occurs, and improvement in the stopping characteristics of brittle crack propagation cannot be achieved.
Даже когда величина кумулятивного сужения при прокатке является приемлемой, превосходная низкотемпературная вязкость не может быть получена, если температура прокатки является несоответствующей или неприемлемой. Если конечная температура прокатки в горячем состоянии ниже 650oC, становится значительной хрупкость феррита вследствие механической обработки. Поэтому нижний предел конечной температуры прокатки в горячем состоянии установлен равным 650oC. Если конечная температура прокатки в горячем состоянии превышает 800oC, измельчение аустенитной структуры и обеспечение разделения являются недостаточными. Поэтому верхний предел конечной температуры прокатки в горячем состоянии ограничен 800oC.Even when the cumulative narrowing value during rolling is acceptable, an excellent low temperature viscosity cannot be obtained if the rolling temperature is inappropriate or unacceptable. If the final hot rolling temperature is below 650 ° C., the brittleness of the ferrite becomes significant due to machining. Therefore, the lower limit of the final hot rolling temperature is set to 650 o C. If the final hot rolling temperature exceeds 800 ° C, grinding of the austenitic structure and ensuring separation are insufficient. Therefore, the upper limit of the final temperature of the hot rolling is limited to 800 o C.
После завершения прокатки в горячем состоянии стальной толстый лист либо охлаждают воздухом, либо охлаждают до произвольно выбранной температуры ниже 500oС со скоростью охлаждения, составляющей по крайней мере 10oC/мин. В стали настоящего изобретения смешанная феррит и мартенсит/бейнитная структура может быть получена, даже когда охлаждение воздухом осуществляют после прокатки, но для того, чтобы дополнительно увеличить прочность, стальной толстый лист можно охлаждать до произвольно выбранной температуры ниже 500oC со скоростью охлаждения по крайней мере 10oC/с. Охлаждение со скоростью, равной по крайней мере 10oC/с ускоряет превращение и улучшает структуру за счет образования мартенсита и т.п. Если скорость охлаждения ниже, чем 10oC/с или температура прекращения охлаждения в воде выше 500oC, улучшения баланса прочности и низкотемпературной вязкости за счет закалки в достаточной степени нельзя ожидать.After completion of the hot rolling, the steel plate is either air-cooled or cooled to an arbitrarily selected temperature below 500 ° C. with a cooling rate of at least 10 ° C./min. In the steel of the present invention, a mixed ferrite and martensite / bainitic structure can be obtained even when air cooling is carried out after rolling, but in order to further increase the strength, the steel plate can be cooled to an arbitrarily selected temperature below 500 ° C. with a cooling rate of at least at least 10 o C / s. Cooling at a rate of at least 10 ° C./s accelerates the conversion and improves the structure due to the formation of martensite and the like. If the cooling rate is lower than 10 o C / s or the temperature of the termination of cooling in water is higher than 500 o C, an improvement in the balance of strength and low temperature viscosity due to quenching cannot be expected sufficiently.
Одним из отличительных признаков стали настоящего изобретения является то, что нет необходимости в отпуске стали, хотя отпуск может быть осуществлен для того, чтобы провести охлаждение. One of the distinguishing features of the steel of the present invention is that there is no need for tempering the steel, although tempering can be carried out in order to conduct cooling.
Вариант:
Далее описаны примеры настоящего изобретения.Option:
The following describes examples of the present invention.
Пример 1. Слябы, имеющие различный химический состав, получали путем плавки в лабораторном масштабе (слиток 50 кг с толщиной 120 мм) или посредством способа конвертер-непрерывная разливка (толщиной 240 мм). Эти слябы прокатывались в горячем состоянии в толстый стальной лист с толщиной от 15 до 32 мм при различных условиях, и затем исследовались различные механические свойства и микроструктуры. (Некоторые толстые стальные листы подвергались отпуску). Example 1. Slabs having different chemical composition were obtained by melting on a laboratory scale (50 kg ingot with a thickness of 120 mm) or by a converter-continuous casting method (240 mm thick). These slabs were hot rolled into a thick steel sheet with a thickness of 15 to 32 mm under various conditions, and then various mechanical properties and microstructures were investigated. (Some thick steel sheets were tempered).
Механические свойства толстого листа (предел текучести : YS, предел прочности на разрыв: TS, энергия поглощения при -40oC в испытаниях Чарпи на ударную прочность: vE-40, температура перехода 50% разрушения: vTrs) исследовали в направлении под прямым углом к направлению прокатки.The mechanical properties of a thick sheet (yield strength: YS, tensile strength: TS, absorption energy at -40 ° C in Charpy impact tests: vE -40 ,
HAZ вязкость (энергия поглощения при -20oC в испытаниях на ударную прочность: vE-20) оценивалась с помощью имитированных HAZ образцов (максимальная температура нагрева 1400oC, время охлаждения от 800 до 500oC [Δ t800-500]: 25 сек).HAZ viscosity (absorption energy at -20 o C in impact tests: vE -20 ) was evaluated using HAZ simulated samples (maximum heating temperature 1400 o C, cooling time from 800 to 500 o C [Δ t 800-500 ]: 25 sec).
Свариваемость на месте оценивалась посредством наинизшей температуры подогрева, необходимой для предотвращения низкотемпературного растрескивания HAZ в испытаниях на V - slit weld crack (JIS G 3158 ) (способ сварки : газовая дуговая сварка металлическим электродом, электродом (присадочный пруток): предел прочности 100 МПа, подвод тепла: 0,5 кДж/мм, количество водорода в наплавленном металле: 3 куб.см/100 г металла). On-site weldability was assessed using the lowest heating temperature necessary to prevent low-temperature cracking of the HAZ in the V-slit weld crack test (JIS G 3158) (welding method: gas arc welding with a metal electrode, electrode (filler bar):
Результаты испытаний примеров приведены в таблицах 1 и 2. The test results of the examples are shown in tables 1 and 2.
Тонколистовая сталь, полученная в соответствии со способом настоящего изобретения, имела превосходный баланс между прочностью и низкотемпературной вязкостью, HAZ, вязкостью и свариваемостью на месте. В отличие от нее стали для сравнения имели значительно худшие показатели любых их свойств вследствие несоответствия их химических составов и микроструктур. The steel sheets obtained in accordance with the method of the present invention had an excellent balance between strength and low temperature toughness, HAZ, toughness and weldability in place. In contrast, steels for comparison had significantly worse indicators of any of their properties due to the mismatch of their chemical compositions and microstructures.
Поскольку сталь N 9 имела избыточное содержание C, энергия поглощения Чарпи и в основном металле, и в HAZ была низкой, и температура подогрева во время сварки была высокой. Поскольку в сталь N 13 не добавляли Mb, прочность была неудовлетворительной, размер зерен феррита был большим, и прочность основного металла была хуже. Поскольку содержание S в стали N 14 было слишком высоким, низкотемпературная вязкость и основного металла, и HAZ была низкой. Поскольку в стали N 18 размер зерна феррита был слишком большим, низкотемпературная вязкость была значительно ниже. Поскольку ферритная фракция и фракция нагартованного феррита в стали N 19 были слишком малы, предел текучести был низким и температура перехода Чапри была низкой. Since
Пример 2. Слябы, имеющие различные химические составы, получали путем плавки в лабораторном масштабе (слиток 100 кг с толщиной 150 мм) или посредством способа конвертер-непрерывная разливка (толщина 240 мм). Эти слябы были прокатаны в горячем состоянии до толстых листов стали с толщиной от 16 до 24 мм при различных условиях, и затем исследовали различные механические свойства и микроструктуры (предел текучести : YS, предел прочности на разрыв : TS, энергия поглощения при -40oC в испытаниях Чарпи: vE-40, температура перехода 50% разрушения : vTrs в направлении под прямым углом к направлению прокатки. Индекс разделения на изломе Чарпи при -100oC (значение, полученное путем деления общей длины разделения на изломе на площадь 8х10 (мм2) излома; чем больше это значение, тем прекраснее характеристики остановки распространения трещины ) был измерен как характеристика остановки распространения трещины. HAZ вязкость (энергия поглощения при -20oC в испытаниях Чарпи: vE-20) оценивали посредством имитации температуры нагрева HAZ (максимальная температура нагрева 1400oC, время охлаждения от 800 до 500oC [Δ t800-500]: 25 с). Свариваемость на месте оценивали посредством наинизшей температуры подогрева, необходимой для предотвращения низкотемпературного растрескивания HAZ в испытаниях Y-slit weld crack (JIS G3158) (способ сварки : газовая дуговая сварка с металлическим электродом, электрод (присадочный пруток): предел текучести 100 МПа, подвод тепла: 0,3 кДж/мм, количество водорода в наплавленном металле: 3 куб.см /100 г металла).Example 2. Slabs having different chemical compositions were obtained by melting on a laboratory scale (100 kg ingot with a thickness of 150 mm) or by a converter-continuous casting method (240 mm thick). These slabs were hot rolled to thick steel sheets with a thickness of 16 to 24 mm under various conditions, and then examined various mechanical properties and microstructures (yield strength: YS, tensile strength: TS, absorption energy at -40 o C in Charpy tests: vE -40 ,
В табл. 3 и 4 приведены образцы и результаты измерений их характеристик. In the table. Figures 3 and 4 show the samples and the results of measurements of their characteristics.
Толстолистовая сталь, полученная в соответствии со способом настоящего изобретения, показала прекрасный баланс прочности и низкотемпературной вязкости и прекрасные HAZ вязкость и свариваемость на месте. В отличие от нее в сталях для сравнения, поскольку химический состав и микроструктура были неприемлемыми, все их характеристики были значительно хуже. The plate steel obtained in accordance with the method of the present invention showed an excellent balance of strength and low temperature viscosity and excellent HAZ toughness and weldability in place. In contrast, in steels, for comparison, since the chemical composition and microstructure were unacceptable, all their characteristics were significantly worse.
Пример 3. Слябы, имеющие различные химические составы, получали путем лабораторной плавки (слиток 50 кг с толщиной 100 мм) или посредством способа конвертер-непрерывная разливки (с толщиной 240 мм). Эти слябы прокатывали в горячем состоянии до толстых листов стали с толщиной от 15 до 25 мм при различных условиях и в некоторых случаях были повержены отпуску для проверки их различных свойств и микроструктур. Example 3. Slabs having different chemical compositions were obtained by laboratory smelting (50 kg ingot with a thickness of 100 mm) or by a converter-continuous casting method (with a thickness of 240 mm). These slabs were rolled hot to thick sheets of steel with a thickness of 15 to 25 mm under various conditions and in some cases were tempered to check their various properties and microstructures.
Различные механические свойства этих толстых листов стали (предел текучести: YS, предел прочности TS, энергия поглощения при -40oC в испытаниях Чарпи: vE-40, температура перехода 50% разрушения : vTrs) исследовали в направлении под прямым углом к направлению прокатки.The various mechanical properties of these thick steel sheets (yield strength: YS, tensile strength TS, absorption energy at -40 ° C in Charpy tests: vE -40 ,
HAZ вязкость (энергия поглощения при -40oC в испытаниях Чарпи: vE-40) оценивалась посредством имитирующих образцов (максимальная температура нагрева 1400oC, время охлаждения от 800 до 500oC [Δ t800-500]: 25 сек).HAZ viscosity (absorption energy at -40 o C in Charpy tests: vE -40 ) was evaluated using simulated samples (maximum heating temperature 1400 o C, cooling time from 800 to 500 o C [Δ t 800-500 ]: 25 sec).
Свариваемость на месте оценивали посредством наинизшей температуры подогрева, необходимой для предотвращения низкотемпературного растрескивания HAZ в испытаниях Y - slit weld crack (JIS G3158) (способ сварки : газовая дуговая сварка с металлическим электродом, электродом (присадочный пруток) : предел прочности 100 МПа, подвод тепла : 0,3 кДж/мм, количество водорода в наплавленном металле: 3 куб см/100 г металла). On-site weldability was assessed using the lowest heating temperature necessary to prevent HAZ low-temperature cracking in the Y-slit weld crack test (JIS G3158) (welding method: gas arc welding with a metal electrode, electrode (filler bar):
Эти примеры приведены в табл. 5 и 6. These examples are given in table. 5 and 6.
Толстолистовая сталь, полученная согласно способу настоящего изобретения, показала прекрасный баланс прочности и низкотемпературной вязкости и прекрасные HAZ вязкость и свариваемость на месте, в отличие от нее было очевидным, что все характеристики сталей для сравнения были получены значительно хуже вследствие того, что их химические составы и микроструктуры не были соответствующими. The steel plate obtained according to the method of the present invention showed an excellent balance of strength and low temperature viscosity and excellent HAZ toughness and weldability in place, in contrast, it was obvious that all the characteristics of the steels for comparison were obtained significantly worse due to the fact that their chemical compositions and microstructures were not appropriate.
Эффект изобретения. The effect of the invention.
Настоящее изобретение может обеспечить массовое стабильное производство стали для ультравысокопрочной магистральной трубы (имеющей предел прочности по крайней мере 950 МПа и превышающий X100 по АР1стандарту), имеющей прекрасные низкотемпературную вязкость и свариваемость на месте. В результате надежность магистрального трубопровода может быть значительно повышена и эффективность транспортировки, а также эффективность выполнения магистрального трубопровода могут быть резко увеличены. The present invention can provide mass stable production of steel for an ultra-high-strength main pipe (having a tensile strength of at least 950 MPa and exceeding X100 according to AP1 standard) having excellent low-temperature viscosity and weldability in place. As a result, the reliability of the main pipeline can be significantly improved and the transportation efficiency, as well as the efficiency of the main pipeline, can be dramatically increased.
Claims (4)
Углерод - 0,05 - 0,10
Кремний - Не более 0,6
Марганец - 1,7 - 2,5
Фосфор - Не более 0,015
Сера - Не более 0,003
Никель - 0,1 - 1,0
Молибден - 0,15 - 0,60
Ниобий - 0,01 - 0,10
Титан - 0,005 - 0,030
Алюминий - Не более 0,06
Бор - До 0,0020
Медь - До 1,2
Хром - До 0,8
Ванадий - До 0,10
Азот - 0,001 - 0,006
Железо и неизбежные примеси - Остальное
при этом она имеет показатель прокаливаемости при ее закалке в диапазоне от 1,9 до 4,0, определяемый в зависимости от химического состава стали по следующей формуле:
P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + (1 + β) Mo + V - 1 + β,
где P - показатель прокаливаемости при закалке стали;
β - условный параметр, учитывающий влияние B - бора на прокаливаемость при условии, что β принимает значение --> 0, когда β --> B < 3 ppm, и значение --> 1, когда β --> B ≥ 3 ppm, причем она имеет микроструктуру, в которой ферритная фракция составляет от 20 до 90% с содержанием в феррите от 50 до 100% нагартованного феррита, а среднее значение размера феррита составляет не более чем 5 μм.1. High-strength steel for pipelines, having a low yield coefficient and high low-temperature viscosity, containing carbon, silicon, manganese, phosphorus, sulfur, nickel, molybdenum, niobium, titanium, aluminum, boron, copper, chromium, vanadium, nitrogen, iron and inevitable impurities, having a microstructure containing martensite, bainite and ferrite, characterized in that it contains these components in the following ratio, weight. %:
Carbon - 0.05 - 0.10
Silicon - Not more than 0.6
Manganese - 1.7 - 2.5
Phosphorus - Not more than 0.015
Sulfur - Not more than 0.003
Nickel - 0.1 - 1.0
Molybdenum - 0.15 - 0.60
Niobium - 0.01 - 0.10
Titanium - 0.005 - 0.030
Aluminum - Not more than 0.06
Boron - Up to 0.0020
Copper - Up to 1.2
Chrome - Up to 0.8
Vanadium - Up to 0.10
Nitrogen - 0.001 - 0.006
Iron and Inevitable Impurities - Else
however, it has a hardenability index during its hardening in the range from 1.9 to 4.0, determined depending on the chemical composition of the steel according to the following formula:
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45 (Ni + Cu) + (1 + β) Mo + V - 1 + β,
where P is the hardenability index during hardening of steel;
β is a conditional parameter that takes into account the influence of B - boron on hardenability provided that β takes the value -> 0 when β -> B <3 ppm, and the value -> 1 when β -> B ≥ 3 ppm moreover, it has a microstructure in which the ferrite fraction is from 20 to 90% with a content in the ferrite of from 50 to 100% of cured ferrite, and the average size of the ferrite is not more than 5 μm.
Бор - 0,0003 - 0,0020
Медь - 0,1 - 1,2
Хром - 0,1 - 0,8
Ванадий - 0,01 - 0,10
3. Высокопрочная сталь по любому из пп.1 и 2, отличающаяся тем, что она дополнительно содержит следующие компоненты, вес.%:
Кальций - 0,001 - 0,006
РЗМ - 0,001 - 0,020
Магний - 0,001 - 0,006
4. Высокопрочная сталь для магистральных трубопроводов, имеющая низкий коэффициент текучести и повышенную низкотемпературную вязкость, содержащая углерод, кремний, марганец, фосфор, серу, никель, молибден, ниобий, титан, алюминий, бор, азот, железо и неизбежные примеси, имеющая микроструктуру, содержащую мартенсит, бейнит и феррит, отличающаяся тем, что она содержит указанные компоненты при следующем их отношении, вес.%:
Углерод - 0,05 - 0,10
Кремний - Не более 0,6
Марганец - 1,7 - 2,2
Фосфор - Не более 0,015
Сера - Не более 0,003
Никель - 0,1 - 1,0
Молибден - 0,15 - 0,50
Ниобий - 0,01 - 0,10
Титан - 0,005 - 0,030
Алюминий - Не более 0,06
Бор - 0,0003 - 0,0020
Азот - 0,001 - 0,006
Железо и неизбежные примеси - Остальное
при этом она имеет показатель прокаливаемости при ее закалке в диапазоне от 2,5 до 4,0, определяемый в зависимости от химического состава стали по следующей формуле:
P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,45N + 2Mo,
где P - показатель прокаливаемости при закалке стали, причем она имеет микроструктуру, в которой ферритная фракция составляет от 20 до 90%, с содержанием в феррите от 50 до 100% нагартованного феррита и средним размером зерна феррита не более чем 5 μм.2. High strength steel according to claim 1, characterized in that it contains, weight. %:
Boron - 0.0003 - 0.0020
Copper - 0.1 - 1.2
Chrome - 0.1 - 0.8
Vanadium - 0.01 - 0.10
3. High strength steel according to any one of claims 1 and 2, characterized in that it further comprises the following components, wt.%:
Calcium - 0.001 - 0.006
REM - 0.001 - 0.020
Magnesium - 0.001 - 0.006
4. High-strength steel for pipelines, having a low yield coefficient and high low-temperature viscosity, containing carbon, silicon, manganese, phosphorus, sulfur, nickel, molybdenum, niobium, titanium, aluminum, boron, nitrogen, iron and inevitable impurities having a microstructure, containing martensite, bainite and ferrite, characterized in that it contains these components in the following ratio, wt.%:
Carbon - 0.05 - 0.10
Silicon - Not more than 0.6
Manganese - 1.7 - 2.2
Phosphorus - Not more than 0.015
Sulfur - Not more than 0.003
Nickel - 0.1 - 1.0
Molybdenum - 0.15 - 0.50
Niobium - 0.01 - 0.10
Titanium - 0.005 - 0.030
Aluminum - Not more than 0.06
Boron - 0.0003 - 0.0020
Nitrogen - 0.001 - 0.006
Iron and Inevitable Impurities - Else
however, it has a hardenability index during hardening in the range from 2.5 to 4.0, determined depending on the chemical composition of the steel according to the following formula:
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.45N + 2Mo,
where P is the hardenability index during hardening of steel, and it has a microstructure in which the ferrite fraction is from 20 to 90%, with a content in ferrite from 50 to 100% of cured ferrite and an average grain size of ferrite of not more than 5 μm.
Ванадий - 0,01 - 0,10
Хром - 0,1 - 0,6
Медь - 0,1 - 1,0
6. Высокопрочная сталь для магистральных трубопроводов, имеющая низкий коэффициент текучести и повышенную низкотемпературную вязкость, содержащая углерод, кремний, марганец, фосфор, серу, никель, молибден, ниобий, титан, алюминий, медь, хром, ванадий, азот, железо и неизбежные примеси, имеющая микроструктуру, содержащую мартенсит, бейнит и феррит, отличающаяся тем, что она содержит указанные компоненты при следующем их отношении, вес.%:
Углерод - 0,05 - 0,10
Кремний - Не более 0,6
Марганец - 1,7 - 2,5
Фосфор - Не более 0,015
Сера - Не более 0,003
Никель - 0,1 - 1,0
Молибден - 0,35 - 0,50
Ниобий - 0,01 - 0,10
Титан - 0,005 - 0,030
Алюминий - Не более 0,06
Медь - 0,8 - 1,2
Хром - До 0,6
Ванадий - До 0,10
Азот - 0,001 - 0,006
Железо и неизбежные примеси - Остальное
при этом она имеет показатель прокаливаемости при ее закалке в диапазоне от 2,5 до 3,5, определяемый в зависимости от химического состава стали по следующей формуле:
P = 2,7C + 0,4Si + Mn + 0,8Cr + 0,45(Ni + Cu) + Mo + V - 1,
где P - показатель прокаливаемости при закалке стали, причем она имеет микроструктуру, в которой ферритная фракция составляет от 20 до 90% с содержанием в феррите от 50 до 100% нагартованного феррита и средним размером зерна феррита не более чем 5 μм.5. High strength steel according to claim 4, characterized in that it further comprises the following components, wt.%:
Vanadium - 0.01 - 0.10
Chrome - 0.1 - 0.6
Copper - 0.1 - 1.0
6. High-strength steel for main pipelines, which has a low yield coefficient and high low-temperature viscosity, containing carbon, silicon, manganese, phosphorus, sulfur, nickel, molybdenum, niobium, titanium, aluminum, copper, chromium, vanadium, nitrogen, iron and inevitable impurities having a microstructure containing martensite, bainite and ferrite, characterized in that it contains these components in the following ratio, wt.%:
Carbon - 0.05 - 0.10
Silicon - Not more than 0.6
Manganese - 1.7 - 2.5
Phosphorus - Not more than 0.015
Sulfur - Not more than 0.003
Nickel - 0.1 - 1.0
Molybdenum - 0.35 - 0.50
Niobium - 0.01 - 0.10
Titanium - 0.005 - 0.030
Aluminum - Not more than 0.06
Copper - 0.8 - 1.2
Chrome - Up to 0.6
Vanadium - Up to 0.10
Nitrogen - 0.001 - 0.006
Iron and Inevitable Impurities - Else
however, it has a hardenability index when it is hardened in the range from 2.5 to 3.5, determined depending on the chemical composition of the steel according to the following formula:
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45 (Ni + Cu) + Mo + V - 1,
where P is the hardenability index during hardening of steel, and it has a microstructure in which the ferrite fraction is from 20 to 90% with a content in ferrite from 50 to 100% of cured ferrite and an average ferrite grain size of not more than 5 μm.
Хром - 0,1 - 0,6
Ванадий - 0,01 - 0,10
8. Высокопрочная сталь по любому из пп.4 - 7, отличающаяся тем, что она дополнительно содержит следующие компоненты, вес.%:
Кальций - 0,001 - 0,006
РЗМ - 0,001 - 0,020
Магний - 0,001 - 0,006
Приоритет по пунктам:
06.02.95 по пп.1 - 3;
31.07.95 по пп.4, 5, 8;
03.02.95 по пп.6 и 7.7. High strength steel according to claim 6, characterized in that it contains, weight. %:
Chrome - 0.1 - 0.6
Vanadium - 0.01 - 0.10
8. High-strength steel according to any one of claims 4 to 7, characterized in that it further comprises the following components, wt.%:
Calcium - 0.001 - 0.006
REM - 0.001 - 0.020
Magnesium - 0.001 - 0.006
Priority on points:
02/06/95 according to claims 1 to 3;
07/31/95 according to claims 4, 5, 8;
02/03/95 according to paragraphs 6 and 7.
Applications Claiming Priority (10)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7/17302 | 1995-02-03 | ||
| JP01730295A JP3244984B2 (en) | 1995-02-03 | 1995-02-03 | High strength linepipe steel with low yield ratio and excellent low temperature toughness |
| JP01830895A JP3244987B2 (en) | 1995-02-06 | 1995-02-06 | High strength linepipe steel with low yield ratio |
| JP7/18308 | 1995-02-06 | ||
| JP7/72725 | 1995-03-30 | ||
| JP7/72726 | 1995-03-30 | ||
| JP7/72724 | 1995-03-30 | ||
| JP19535895A JP3262972B2 (en) | 1995-07-31 | 1995-07-31 | Weldable high strength steel with low yield ratio and excellent low temperature toughness |
| JP7/195358 | 1995-07-31 | ||
| PCT/JP1996/000157 WO1996023909A1 (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High-strength line-pipe steel having low yield ratio and excellent low-temperature toughness |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU96121789A RU96121789A (en) | 1999-01-20 |
| RU2136776C1 true RU2136776C1 (en) | 1999-09-10 |
Family
ID=27281763
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU96121789A RU2136776C1 (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High-strength steel for main pipelines with low yield factor and high low-temperature ductility |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2136776C1 (en) |
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2208061C1 (en) * | 2002-06-04 | 2003-07-10 | Открытое акционерное общество "Чусовской металлургический завод" | Steel for rim of wheel |
| RU2223342C1 (en) * | 2002-06-04 | 2004-02-10 | ООО "Сорби стил" | Steel |
| WO2005064032A1 (en) * | 2003-12-30 | 2005-07-14 | Zakrytoe Aktsionernoe Obschestvo Nauchno- Proizvodstvennoye Obyedineniye 'polimetall' | Steel |
| RU2273679C1 (en) * | 2004-08-18 | 2006-04-10 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Stainless steel for the pipelines and pipe systems of thermonuclear and hydrogen energetics |
| RU2312163C2 (en) * | 2003-05-21 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET WITH THE ULTIMATE TENSILE STRENGTH OF 780 MPa OR MORE HAVING THE EXCELLENT LOCAL DEFORMABILITY AND TIME-DELAYED RISE OF THE HARDNESS OF THE WELDING POINT |
| RU2318881C2 (en) * | 2005-12-14 | 2008-03-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" | Strips producing method for making casing tubes |
| RU2359770C2 (en) * | 2004-11-05 | 2009-06-27 | Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. | High-strength welded steel pipe |
| RU2427662C2 (en) * | 2006-11-30 | 2011-08-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | High strength welded steel pipe for pipeline possessing excellent low temperature ductility and procedure for its fabrication |
| RU2427663C2 (en) * | 2006-12-04 | 2011-08-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | High strength thick wall welded steel pipe for pipeline possessing excellent low temperature ductility and procedure for its fabrication |
| RU2465346C1 (en) * | 2011-08-25 | 2012-10-27 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Manufacturing method of high-strength strip for pipes of main pipelines |
| RU2500820C1 (en) * | 2012-08-29 | 2013-12-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Production method of rolled metal from low-alloy steel for manufacture of structural members of oil and gas lines |
| RU2534566C1 (en) * | 2010-09-14 | 2014-11-27 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Thick-wall welded steel pipe with excellent low-temperature impact strength, manufacturing method of thick-wall welded steel pipe with excellent low-temperature impact strength, and steel plate for production of thick-wall welded steel pipe |
| RU2637202C2 (en) * | 2013-08-30 | 2017-11-30 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Sheet steel for a thick-strengthen high-strengthening pipe threading with excellent resistance to acid environment, resistance to smoke and low-temperature viscosity and also a main pipe |
| RU2735605C1 (en) * | 2017-09-28 | 2020-11-05 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | High-strength plate steel for main pipes resistant to high-sulfur oil gas, and method of its production, and high-strength steel pipe using high-strength plate steel for main pipes resistant to high-sulfur oil gas |
Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU112806A1 (en) * | 1957-08-19 | 1957-11-30 | В.И. Гринштейн | Time relay |
| SU1116093A1 (en) * | 1983-06-09 | 1984-09-30 | Ордена Ленина И Ордена Трудового Красного Знамени Институт Электросварки Им.Е.О.Патона | Austenitic steel |
| US4568387A (en) * | 1984-07-03 | 1986-02-04 | Allegheny Ludlum Steel Corporation | Austenitic stainless steel for low temperature service |
| EP0257262A1 (en) * | 1986-08-21 | 1988-03-02 | Thyssen Edelstahlwerke AG | Age-hardenable martensitic steel |
| SU1723191A1 (en) * | 1990-06-25 | 1992-03-30 | Волгоградский Политехнический Институт | Stainless steel |
| RU2004611C1 (en) * | 1991-10-18 | 1993-12-15 | Центральный научно-исследовательский институт конструкционных материалов "Прометей" | High-strength, corrosion-resistant two-ply steel |
| RU2015196C1 (en) * | 1991-10-02 | 1994-06-30 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Steel |
| RU2022050C1 (en) * | 1991-11-11 | 1994-10-30 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Steel |
| RU2025532C1 (en) * | 1992-05-12 | 1994-12-30 | Акционерное общество "Научно-экспериментальное предприятие "Уральский научно-исследовательский институт черных металлов" | Steel |
| RU2031181C1 (en) * | 1992-04-27 | 1995-03-20 | Лазько Валентина Григорьевна | Weldable steel |
-
1996
- 1996-01-26 RU RU96121789A patent/RU2136776C1/en active
Patent Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU112806A1 (en) * | 1957-08-19 | 1957-11-30 | В.И. Гринштейн | Time relay |
| SU1116093A1 (en) * | 1983-06-09 | 1984-09-30 | Ордена Ленина И Ордена Трудового Красного Знамени Институт Электросварки Им.Е.О.Патона | Austenitic steel |
| US4568387A (en) * | 1984-07-03 | 1986-02-04 | Allegheny Ludlum Steel Corporation | Austenitic stainless steel for low temperature service |
| EP0257262A1 (en) * | 1986-08-21 | 1988-03-02 | Thyssen Edelstahlwerke AG | Age-hardenable martensitic steel |
| SU1723191A1 (en) * | 1990-06-25 | 1992-03-30 | Волгоградский Политехнический Институт | Stainless steel |
| RU2015196C1 (en) * | 1991-10-02 | 1994-06-30 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Steel |
| RU2004611C1 (en) * | 1991-10-18 | 1993-12-15 | Центральный научно-исследовательский институт конструкционных материалов "Прометей" | High-strength, corrosion-resistant two-ply steel |
| RU2022050C1 (en) * | 1991-11-11 | 1994-10-30 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Steel |
| RU2031181C1 (en) * | 1992-04-27 | 1995-03-20 | Лазько Валентина Григорьевна | Weldable steel |
| RU2025532C1 (en) * | 1992-05-12 | 1994-12-30 | Акционерное общество "Научно-экспериментальное предприятие "Уральский научно-исследовательский институт черных металлов" | Steel |
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2208061C1 (en) * | 2002-06-04 | 2003-07-10 | Открытое акционерное общество "Чусовской металлургический завод" | Steel for rim of wheel |
| RU2223342C1 (en) * | 2002-06-04 | 2004-02-10 | ООО "Сорби стил" | Steel |
| RU2312163C2 (en) * | 2003-05-21 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET WITH THE ULTIMATE TENSILE STRENGTH OF 780 MPa OR MORE HAVING THE EXCELLENT LOCAL DEFORMABILITY AND TIME-DELAYED RISE OF THE HARDNESS OF THE WELDING POINT |
| WO2005064032A1 (en) * | 2003-12-30 | 2005-07-14 | Zakrytoe Aktsionernoe Obschestvo Nauchno- Proizvodstvennoye Obyedineniye 'polimetall' | Steel |
| RU2273679C1 (en) * | 2004-08-18 | 2006-04-10 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Stainless steel for the pipelines and pipe systems of thermonuclear and hydrogen energetics |
| RU2359770C2 (en) * | 2004-11-05 | 2009-06-27 | Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. | High-strength welded steel pipe |
| RU2318881C2 (en) * | 2005-12-14 | 2008-03-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" | Strips producing method for making casing tubes |
| RU2427662C2 (en) * | 2006-11-30 | 2011-08-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | High strength welded steel pipe for pipeline possessing excellent low temperature ductility and procedure for its fabrication |
| RU2427663C2 (en) * | 2006-12-04 | 2011-08-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | High strength thick wall welded steel pipe for pipeline possessing excellent low temperature ductility and procedure for its fabrication |
| RU2534566C1 (en) * | 2010-09-14 | 2014-11-27 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Thick-wall welded steel pipe with excellent low-temperature impact strength, manufacturing method of thick-wall welded steel pipe with excellent low-temperature impact strength, and steel plate for production of thick-wall welded steel pipe |
| RU2465346C1 (en) * | 2011-08-25 | 2012-10-27 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Manufacturing method of high-strength strip for pipes of main pipelines |
| RU2500820C1 (en) * | 2012-08-29 | 2013-12-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Production method of rolled metal from low-alloy steel for manufacture of structural members of oil and gas lines |
| RU2637202C2 (en) * | 2013-08-30 | 2017-11-30 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Sheet steel for a thick-strengthen high-strengthening pipe threading with excellent resistance to acid environment, resistance to smoke and low-temperature viscosity and also a main pipe |
| RU2735605C1 (en) * | 2017-09-28 | 2020-11-05 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | High-strength plate steel for main pipes resistant to high-sulfur oil gas, and method of its production, and high-strength steel pipe using high-strength plate steel for main pipes resistant to high-sulfur oil gas |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5755895A (en) | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness | |
| KR100206151B1 (en) | Weldability high tensile strength steel with excellent low temperature toughness | |
| Rosado et al. | Latest developments in mechanical properties and metallurgical features of high strength line pipe steels | |
| KR100558429B1 (en) | High-strength steel sheet and high-strength steel pipe excellent in deformability and method for producing the same | |
| EP1954847B1 (en) | High-strength steel for seamless, weldable steel pipes | |
| KR101096866B1 (en) | High tension steel material having excellent weldability and plastic deformability, and cold-formed steel tube | |
| KR102045641B1 (en) | High strength steel for arctic environment having excellent resistance to fracture in low temperature, and method for manufacturing the same | |
| KR102131538B1 (en) | Ultra high strength steel material having excellent cold workability and sulfide stress cracking resistance and method of manufacturing the same | |
| KR102450006B1 (en) | Microalloy steel and method for producing said steel | |
| RU2136776C1 (en) | High-strength steel for main pipelines with low yield factor and high low-temperature ductility | |
| WO1996010654A1 (en) | Highly corrosion-resistant martensitic stainless steel with excellent weldability and process for producing the same | |
| KR102031451B1 (en) | High strength and low yield ratio steel for steel pipe having excellent low temperature toughness and manufacturing method for the same | |
| JP3258207B2 (en) | Ultra high strength steel with excellent low temperature toughness | |
| JP3244984B2 (en) | High strength linepipe steel with low yield ratio and excellent low temperature toughness | |
| JP3612115B2 (en) | Manufacturing method of ultra high strength steel sheet with excellent low temperature toughness | |
| JPH11229077A (en) | Steel sheet excellent in CTOD characteristics of multi-pass weld and manufacturing method thereof | |
| JP2655911B2 (en) | Linepipe steel with excellent hydrogen-induced cracking resistance and sulfide stress corrosion cracking resistance | |
| JP3262972B2 (en) | Weldable high strength steel with low yield ratio and excellent low temperature toughness | |
| RU2136775C1 (en) | High-strength weldable steel and its versions | |
| JP3244986B2 (en) | Weldable high strength steel with excellent low temperature toughness | |
| JP3244981B2 (en) | Weldable high-strength steel with excellent low-temperature toughness | |
| JP3244987B2 (en) | High strength linepipe steel with low yield ratio | |
| JP3327065B2 (en) | Method for producing tempered high-strength steel sheet excellent in brittle crack propagation arrestability | |
| KR102943986B1 (en) | Hot rolled steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP3244985B2 (en) | Weldable high strength steel with excellent low temperature toughness |