专利名称：抗hic厚钢板及uoe钢管的制作方法
技术领域：
本发明涉及厚钢板及UOE钢管，更具体地讲是涉及适合用于管线管、海洋构造物、 压力容器等用途的、抗氢致裂纹特性(抗HIC特性)优良的X60级以上的高强度的厚钢板及将该厚钢板作为原料的UOE钢管。在本发明中，“厚钢板”的意思是指板厚6. Omm以上的钢板。
背景技术：
对用于输送原油、天然气的管线管，除了要求强度、韧性、焊接性等通常的特性之外，由于有可能在含有硫化氢的腐蚀环境下使用，因此，作为重要的特性还要求上述管线管具有对于氢致裂纹(Hydrogen Induced Cracking)(以下简记作“HIC”)的耐性。实际上过去在管线管、油井管等中就发生过由HIC引起的漏油、破坏、爆炸事故， 因此，以往对HIC进行了很多研究。结果可明确HIC的产生原理因腐蚀反应而产生的氢离子吸附在钢表面，作为原子状氢扩散到钢内部而聚集在钢材中的MnS、氧化物系夹杂物的周围，分子化而成为气体，因该气体的内压而产生裂纹。因此，作为HIC的防止对策，公开有如下地大致区分的方法。(1)在专利文献1中记载有这样的内容基于在钢材中存在MnS时会以MnS为起点产生裂纹、若MnS在轧制时伸展得较长则裂纹敏感性增大这样的见解，通过降低钢中的S 含有量且向钢中添加Ca、REM,来使钢中的S成为微细的球状化的CaS、REM硫化物。(2)在专利文献2中公开有这样的内容考虑到在铸坯的相当于中心偏析部的部位，由于C、Mn、P等偏析会形成有马氏体、贝氏体等较硬的组织，这些较硬的组织会成为裂纹的传播路径，而通过降低钢中的C、Mn、P等的浓度、进行利用扩散来减轻偏析的均热处理以及提高轧制后的冷却速度来防止生成较硬的组织。另外，在专利文献3、4中公开有通过在连续铸造的残留有未凝固钢液的阶段使铸坯暂且凸起(bulging)之后将其压下来消除中心偏析的部分。(3)在专利文献5 7中公开有这样的内容随着最近越来越要求提高钢材的强度规格，利用应对上述中心偏析部、MnS生成的单独对策并不足够的情况越来越增多，因此， 通过向钢中添加Cu、Ni，而在钢材表面形成保护被膜来抑制氢进入到钢中，并且同时添加 Cr、Mo 等、进行车 L 制时的力口工热处理(TMCP, thermomechanical control process)。专利文献1 JP54-110119A1专利文献2 JP61-60866A1专利文献3 JP09-57410A1
专利文献 4 JP2002-105604A1专利文献5 JP06-220577A1专利文献6 JP09-209037A1专利文献7 :JP2003-2^922A
发明内容
本发明人主要对于管线管等所采用的X60级(YS :60ksi、YP为70ksi左右)以上的厚钢板进行了研究，新查明了利用上述(1) (3)所说明的以往对策无法防止的HIC产
生原理。本发明的目的在于对于)(60级以上的强度等级的厚钢板、特别是易于显著地引起偏析的板厚IOmm以上的厚钢板，提供能够防止利用迄今共知的HIC的防止对策无法防止的 HIC的、抗HIC特性优良的厚钢板(以下也称作抗HIC厚钢板)以及UOE钢管。本发明是除了基于以往被看作是妨碍抗HIC特性的主要原因的MnS、C、Mn、P之外， 还基于Nb的碳氮化物为HIC的产生起点这样的重要见解而完成的。本发明是一种抗HIC特性优良的厚钢板，其特征在于，该厚钢板具有如下的化学组成按质量 ％ 计为 C :0. 02% 0. 07%、Si :0. 05% 0. 50%、Mn :1. 1 % 1. 6%、 P :0. 015 % 以下、S :0. 002 % 以下、Nb :0. 005 % 0. 060 %、Ti :0. 005 % 0. 030 %、Al 0. 005% 0. 06%、Ca 0. 0005% 0. 0060%, N 0. 0015% 0. 007%、从满足式(1)的量的Cu、Ni、Cr和Mo中选择的至少一种、V 0. 10%、其余部分由!^e和杂质构成，而且， Nb偏析度为2. 0以下，Nb偏析度与Mn偏析度之比α ( α =Nb偏析度/Mn偏析度)为1. 0 以上、1. 5以下，Ti偏析度为2. 0以下，Ti偏析度与Mn偏析度之比β (β = Ti偏析度/Mn 偏析度)为1.0以上、1.5以下。式(1)0. 1%< (Cu+Ni+Cr+Mo) < 1. 5%上述式中，元素符号是指各元素的含有量(质量％ )的意思。在本发明中，“Nb偏析度”、“Mn偏析度”及“Ti偏析度”的意思是指，在钢板的与板轧制方向平行地剖切而成的截面(与板表面垂直的截面)中，在自板厚中心向上下50点以上、优选为100点或者更多的地点测定Nb、Mn及Ti浓度，针对Nb、Mn及Ti，分别通过以作为所有测定值的算术平均值的平均浓度去除作为所有测定值中的最大测定值的最高浓度而计算出的值。即，Nb偏析度是最高Nb浓度/平均Nb浓度，同样，Mn偏析度是最高Mn浓度/平均Mn浓度，Ti偏析度是最高Ti浓度/平均Ti浓度。50点以上、优选为100点或者更多的测定点优选为在板厚方向上整个板厚的20% 以上的长度范围(即，从板厚中心向上下分别为整个板厚的10%以上的长度范围)内，自板厚中心向上下方向大致以均等的增量变化的位置。例如自板厚中心向上下以100 μ m(= 0. 1mm)间隔分别在25点以上、优选为50点或者更多的地点测定Nb、Mn、Ti的各浓度。在任一种情况下，通过由得到的50点以上的测定值求出Nb、Mn、Ti的平均浓度和最大浓度，能够计算出各元素的偏析值。如后所述，在本发明的实施例中，通过自板厚中心向上下以0. Imm 间隔各对60点(合计测定长度12mm)进行测定来求得偏析度。“厚钢板1Π上所述是指板厚6. Omm以上的钢板的意思。优选的板厚是特别易于引起偏析的IOmm以上。板厚的上限并没有特别的规定，但只要采用本发明，就能够实现板厚 40mm以内的抗HIC厚钢板。从另一个方面考虑，本发明是一种UOE钢管，其特征在于，将上述抗HIC厚钢板作为原料。UOE钢管通过将厚钢板冲压成形为U型、接着冲压成形为0型，将板的对接部埋弧焊接之后，从内侧利用扩管器扩管而精加工为规定尺寸来制造。
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在本发明的抗HIC厚钢板及UOE钢管中，能够得到X60级(YP70ksi左右)以上的高强度。另外，除了控制Mn、C、P、S等以往提出的导致产生HIC的元素之外，能够防止由 Nb、Ti的碳氮化物引起产生HIC，因此，能够可靠地防止在高强度厚钢板中产生HIC。本发明的抗HIC特性优良的厚钢板能够用于制造海洋构造物、压力容器等构造物或者UOE钢管。本发明的抗HIC特性优良的UOE钢管特别适合管线管，但也能够在海洋构造物中使用。由于能够可靠地防止产生HIC，因此制品的可靠性显著升高。
图1是表示利用激光ICP法得到的Mn、P、S、Nb、C的偏析度调查结果的坐标图。图2的(a)是表示Mn浓度和Nb浓度的关系的坐标图，图2的(b)是表示Mn浓度和Ti浓度的关系的坐标图。
具体实施例方式本发明的厚钢板的化学组成像以下说明的那样。另外，在以下说明中，与钢的化学组成相关的％全部是指质量％的意思。C 0. 02% 以上、0. 07% 以下通常，C作为对钢的强度影响很大的元素被知晓。在C含有量小于0.02%时，难以达到管线管等用途所要求的规定的强度。另一方面，在C含有量大于0. 07 %时，如上所述，在连续铸造时在铸坯的厚度中心部形成微观偏析部，导致产生HIC。因此，C含有量为 0.02%以上、0.07%以下。从上述方面考虑，C含有量的下限期望为0.03%，其上限期望为 0. 06%。Si 0. 05% 以上、0. 50% 以下Si在含有0. 05%以上的情况下，通常在钢的制造工艺中起到脱氧元素的作用，对降低钢中的氧浓度是很有效的。另外，Si也具有强化钢的效果。但是，在Si含有量大于 0.50%时，导致生成岛状马氏体，在焊接时使HAZ(焊接热影响部)的韧性变差。另外，由于 Si与Ti之间具有较强的相互作用，因此，尽管不是构成元素，也会影响TiN的生成。在本发明中作为HIC的产生起点而受到关注的Nb碳氮化物以TiN为核析出的可能性较高，在Si 浓度过高时，有可能导致HIC特性变差。因而，Si含有量为0.05%以上、0.50%以下。优选的Si含有量大于等于0. 05%、小于0. 3%。Mn :1. 以上、1. 6% 以下Mn通常是对钢材的强度产生很大影响的元素，在Mn含有量小于1. 时，难以得到充分的强度。在Mn含有量大于1. 6%时，如上所述，Mn在中心偏析部浓化，使抗HIC特性变差。因此，Mn含有量为1. 以上、1.6%以下。为了可靠地确保中心偏析部的抗HIC特性，Mn含有量优选大于等于1. 1%、小于1.5%。P 0. 015% 以下P是钢中不可避免地含有的杂质之一，优选尽量地少。P凝固时的固液界面的分配系数较小，存在明显地偏析的倾向，因此，如上所述地在中心偏析部浓化，使抗HIC特性变差。因此，使P含有量的上限为0.015%。为了更可靠地防止P的中心偏析部的抗HIC特性变差，优选使P含有量小于0. 008 %。P含有量的下限没有限定，但由于极端地降低P含有量时伴随着相应的成本上升，因此，P含有量期望为0. 004%以上。S :0002% 以下S也是钢中不可避免地含有的杂质之一，优选尽量地少。与P同样，S凝固时的固液界面的分配系数也较小，是存在明显地偏析的倾向的元素。而且，如上所述，S会在偏析部生成MnS而成为HIC的产生起点。因此，使S含有量的上限为0.002%。为了像高强度钢那样在要求等级更加严苛的条件下稳定地得到抗HIC特性，优选使S含有量的上限为0. 001 %。 S含有量的下限没有限定，但由于极端地降低S含有量时伴随着相应的成本上升，因此，S含有量期望为0. 0003%以上。Nb 0. 005% 以上、0. 060% 以下Nb是在钢中形成碳氮化物来提高钢的强度、并且也有效地提高韧性的元素。因此， 使Nb含有0. 005%以上。特别是在TMCP中，为了通过控制固溶及析出来控制厚钢板的微观组织而使用Nb。为了得到该效果，也使Nb含有0.005%以上。但是，在Nb含有量大于 0. 060%时，加热时也不会固溶，无法控制组织。同时，Nb量增加意味着Nb碳氮化物量增加， 有可能导致抗HIC特性降低。因此，Nb含有量为0. 005%以上、0. 060%以下。为了像高强度钢那样在要求等级更加严苛的条件下稳定地确保抗HIC特性，优选使Nb含有量为0. 010% 以上、0. 040%以下。Ti 0. 005% 以上、0. 030% 以下Ti提高钢的强度，并且使钢中的N成为TiN来固定N，减少NbN、AlN的析出量，因此，也存在防止由连续铸造的铸坯的弯曲、矫正时NbN、AlN向奥氏体晶界中动态析出引起的铸坯表面裂纹的效果。为了得到该效果，使Ti含有0.005%以上。但是，在Ti含有量大于0. 030%时，生成很多Ti碳化物，导致降低HAZ韧性，并生成粗大的TiN。另外，如上所述， Nb碳氮化物以TiN为核析出的可能性较高，因此，存在粗大的TiN会导致抗HIC特性降低。 因此，Ti含有量为0. 005%以上、0. 030%以下。优选的Ti含有量为0. 010%以上、0. 025% 以下。Al 0. 005% 以上、0. 06% 以下Al也是作为脱氧元素对于降低钢中的氧浓度有效的元素之一。脱氧所需的Al含有量为0. 005%以上。在Al含有量小于0. 005%时，脱硫也不充分，而且添加Ca的成品率变差，也无法充分得到其效果，由钢中的硫化物、S的偏析引起产生HIC。但是，由于随着脱氧生成的氧化铝会导致HIC，因此，Al含有量为0. 06%以下。鉴于相同的理由，Al含有量优选为0. 04%以下。Ca 0. 0005% 以上、0. 0060% 以下在抗HIC钢中，Ca是使S浓度降低来防止生成MnS、并且为了控制硫化物的形态而在中途必需的添加元素。因此，使Ca含有0.0005%以上。但是，在Ca含有量大于0.0060% 时，其效果饱和，导致制造成本增加。因此，Ca含有量为0. 0005%以上、0. 0060%以下。N 0. 0015% 以上、0. 007% 以下N是在转炉等的大气气氛中熔炼钢的情况下不可避免地进入到钢中的元素。N是在本发明中受到瞩目的粗大的Nb碳氮化物的构成元素。公知Nb碳氮化物不会直接优先地与N结合，而是以结晶的TiN为核析出。N是在钢材中和Al、Ti等形成氮化物的元素，由于这些氮化物具有在热加工的过程中作为束缚粒子(pinning particles)使晶粒微细化的效果，因此，会对钢材的机械特性产生影响，并且也会影响微观组织形成。因此，需要使N为 0. 0015%以上的浓度。另一方面，如上所述，由于这些氮化物在连续铸造时会动态析出到奥氏体晶界中，从而导致铸坯表面裂纹，因此N的上限为0. 007%。0. 1%< (Cu+Ni+Cr+Mo) < 1. 5%像关于(1)式说明的那样，上述各元素符号是指该元素的含有量(质量％ )的意 )思ο在抗HIC钢中，出于减少产生MnS及C偏析的目的，决定C、Mn含有量的上限。因此，为了确保强度，含有从Cu、Ni、Cr、Mo中选择的至少一种合金元素。为了可靠地得到提高强度的效果，这些合金元素含有量的总量多于0. 是非常有效的。但是，在这些合金元素的含有量过多时，随着淬透性的上升，会导致强度上升及局部组织硬化，由此抗HIC性变差。因此，在本发明中，这些合金元素含有量的总量小于1.5%。也对这些合金元素各自的含有量进行说明。由这些说明可知，优选全部含有这4 种元素，但根据作为目标的强度等级，也可以添加1种 3种。但是，在这种情况下，它们的合计量也大于0. 1%、小于1.5%。Cu通过含有0. 以上来提高钢的淬透性。另一方面，在Cu含有量大于0.5% 时，钢的热加工性、被切削性降低，而且，在连续铸造时，会诱发被称作铜裂纹(copper checking)的表面裂纹。因而，Cu含有量期望为0. 以上、0.5%以下。在含有0.2%以上的Cu的情况下，为了防止铜裂纹，期望同时含有Cu的(1/3)以上的量的Ni。Ni也具有利用固溶强化提高钢的强度、并改良韧性的效果。在M含有量为0. 1% 以上时能够得到这些效果，但即使Ni的含有量大于1.0%，该效果也会达到顶点，反而使焊接性变差。因此，Ni含有量期望为0. 以上、1. 0%以下。由于Cr提高钢的强度、韧性，因此，特别是在要求高强度的钢中添加Cr是非常有效的。由碳当量Ceq( = C+Mn/6+ (Cr+Mo)/5+ (Cu+Ni)/15)也可知，仅少量含有Cr就有助于大幅度提高强度。该效果在Cr含有量为0.05%以上时能够得到。另一方面，在含有大于 0. 5%的量的Cr时，会产生焊接裂纹。因此，Cr含有量期望为0. 05%以上、0. 5%以下。Mo提高钢的淬透性，并且有助于提高强度。另外，Mo是难以微观偏析的元素，具有抑制由中心偏析引起产生HIC的效果。这些Mo的效果在Mo含有量为0. 02%以上时能够得到。但是，Mo不仅是导致成本增加的高价的元素，而且在Mo的含有量大于0.5%时，会生成贝氏体相、马氏体相等固化相，反而使HIC变差。因此，Mo含有量优选为0. 02 %以上、0. 5 % 以下。由于对抗HIC特性的影响大于上述其他3种元素，因此，Mo含有量更优选为0. 3%以下。接着，对任意元素进行说明。V 0. 10% 以下V在钢中向铁素体中固溶以及形成碳氮化物而对提高钢的强度很有效，因此，特别是在要求高强度的情况下，也可以含有V。但是，在V含有量大于0. 1 %时，对HAZ韧性产生不良影响。因此，在含有V的情况下，其含有量为0.10%以下。另外，为了可靠地得到V的上述效果，V含有量期望为0. 01%。除上述元素之外是!^e和杂质。Nb偏析度2. 0以下Nb偏析度/Mn偏析度(α ) :1. 0以上、1. 5以下
Ti偏析度2. 0以下Ti偏析度/Mn偏析度(β ) :1. 0以上、1. 5以下"Mn偏析度”、“Nb偏析度”及“Ti偏析度”是板厚中央部的偏析度，如上述那样地求出。本发明人发现在X60级(YP70ksi左右)以上的管线管等所使用的厚钢板中，即使减少以往认为是阻碍抗HIC特性的主要原因的MnS、C、Mn、P，有时也会产生HIC。可认为其理由在于，即使进行以往的MnS、微观偏析等HIC的对策，残留在钢中的Nb、Ti的碳氮化物有时也会成为基点而产生裂纹。因此，通过进行厚钢板的偏析度和HIC试验来调查其相关关系，发现除C、Mn、P、S 之外，Nb、Ti也会根据厚钢板的偏析度导致产生HIC。即，除以往的见解之外，通过也控制 Nb和Ti的偏析，能够提高X60级以上的管线管等所使用的厚钢板的抗HIC特性。本发明人对自制造的厚钢板提取的试验片进行了 HIC试验。裂纹全部产生在板厚中央部。因此，可知在中心偏析部产生HIC。对产生了裂纹的试验片详细调查了裂纹产生部。对于成为裂纹起点的夹杂物，利用SEM/EDS进行了分析，可明确，虽然存在浓度发生各种变化的情况，但是主要含有Nb、标记为Nb (C，N)的碳氮化物(含有10体积％以下的Ti， 在本说明书中称作“Nb碳氮化物”)。通过以更宽范围的组成调查中心偏析部，能够把握各元素的浓化程度(偏析度)。 偏析度调查能够通过采用EPMA (电子射线显微分析仪，Electron Probe Micro Analyzer) 法、激光ICP(激光烧蚀电感耦合等离子体，Laser Ablation Inductively Coupled Plasma)法或者化学分析法来实施。本发明人利用轧制后的厚钢板调查板厚中央部的各元素的偏析度，调查了其与是否产生HIC的关联。各元素的偏析度利用激光ICP法进行了调查。使用的装置是岛津制作所制的激光 ICP分析装置。激光ICP法是这样的方法对样本的切断面照射激光光束，利用运载气体输送产生的蒸气，在电感等离子体中发光，分析该光的波长和光度，对各元素进行定量分析， 该激光ICP法是发光分析的一种。通过使样本向一个方向移动地照射激光光束，反复进行分析，能够对各元素调查一定长度的浓度变化。在激光ICP装置中，由于能够对每100 μ m( = 0. 1mm)进行测定(使样本以IOOym 为单位进行移动的测定)，因此，能够在IOmm的长度中得到100点的测定结果。在本发明中， 使用沿与板轧制方向平行的方向剖切厚钢板得到的与板面垂直的截面样本，在从切断面的板厚中心向上下各6mm合计12mm的长度中得到120点的各元素的浓度测定值。由此，能够充分地评价微观偏析。各元素的偏析度通过将得到的120点的测定值的算术平均值作为厚钢板中的该元素的平均浓度，用测定值中的最大值(最高浓度)除以该平均浓度而求得。各元素的偏析度也能够通过这样求得根据利用激光ICP法得到的120点的测定值(发光峰值强度)实际求出各元素的浓度(质量％)，计算出最高浓度/平均浓度。但是，由于该浓度与通过测定得到的归属于各元素的发光峰值强度处于正比例关系，因此，对于各元素，可以使用最高峰值强度/平均峰值强度之比简便地求出偏析度。由于激光光束直径约为Imm左右，因此，Imm以下的夹杂物会全部被吸收在测定数据中。由于夹杂物的尺寸通常为几μ m左右、较大也就是几十μ m左右，因此，利用本测定能够进行充分包含夹杂物的偏析度调查。
图1是表示HIC产生率为8. 8%的厚钢板中、利用激光ICP法求得的Mn、P、S、Nb、 C的偏析度结果的坐标图。图1的坐标图中的横轴是板厚方向的测定点位置(板厚中心为 60 (单位是0. Imm)，测定长度为从板厚中心向上下方向各6mm，测定点合计120点)，纵轴是各元素的测定结果(发光峰值强度，任意单位)，纵轴虽然根据元素而产生等级差，但能够利用该测定方法计算出平均组成和偏析度。如上所述，也能够使用除激光ICP法之外的方法。例如通过利用化学分析等测定对象部位的元素，通过与没有偏析的部分的分析结果进行比较也能求得偏析度。也能够利用在EPMA法、激光ICP法中不利用发光分析而利用质量分析进行定量的激光发光质量分析法(Laser Ablation Inductive Coupled Plasma Mass Spectroscopy, LA-1 CP-MS 法)求得偏析度。在图1的坐标图的例子中，可知Nb偏析度=2. 1、Ti偏析度=1. 8、Mn偏析度= 1. 3，因此，能够计算出Nb偏析度/Mn偏析度(α ) = 1. 7、Ti偏析度/Mn偏析度(β ) = 1. 4。图2的(a)使用图1的数据，是将横轴作为Mn浓度、纵轴作为Nb浓度的坐标图， 图2的(b)是将横轴作为Mn浓度、纵轴作为Ti浓度的坐标图。另外，各元素的浓度实际上使用发光峰值强度。通过比较这些坐标图，能够比较Mn偏析度与Nb偏析度或者Mn偏析度与Ti偏析度。由图2的(a)及图2的(b)所示的坐标图可知，Mn偏析度代表板坯中的各元素的偏析，若板坯偏析度(Mn偏析度)变差，则Nb偏析度、Ti偏析度也同样变差。并且也可明确，在Mn偏析度超过某个临界点时，如这些图中用圆圈包围地所示，存在Nb、Ti作为夹杂物一下子析出的倾向。本发明人认为大量产生的夹杂物能够导致HIC，调查了是否产生HIC与Nb偏析度 /Mn偏析度(α )和Ti偏析度/Mn偏析度(β )的关系。结果可明确，Nb偏析度为2. 0以下， 作为Nb偏析度/Mn偏析度之比的α为1. 0以上、1. 5以下，而且Ti偏析度为2. 0以下，作为Ti偏析度/Mn偏析度之比的β为1. 0以上、1. 5以下时，能够显著地抑制产生HIC。遵照本发明的是否产生HIC的判定基准对于仅利用以往公知的判定标准无法判定的、Χ60级以上的高强度钢的抗HIC特性特别有效。不言而喻，若在以往提出的C、Mn、P、 S降低的同时，同时使用遵照本发明的Nb、Ti偏析度的判定基准，则能够有效地防止产生 HIC。即使厚钢板的化学组成相同，在制造条件不同时偏析状况也不同，因此，有时会满足或者无法满足上述偏析度的条件(Nb、Ti的偏析度及α、β的值)。因而，除化学组成之外，通过将制钢及轧制的条件设定为难以引起偏析，能够制造本发明的厚钢板。下面，对有助于降低偏析的操作条件进行简单的说明。在制钢过程中，通过应用IR(注射 精炼)并添加Ca来控制氧化物的形态对降低偏析是很有效的。在作为下一工序的连续铸造(CC)中，通过将铸片的梯度设定为在铸片的中心部凝固时相当于铸片的凝固收缩量的程度或者稍大于该凝固收缩量的程度，能够谋求降低板厚方向的偏析。另一方面，为了避免在铸入宽度方向和铸入长度方向上发生明显的凝固不均勻，采用适当的水冷条件并选择铸入速度对降低偏析也是有效的。在从铸片热轧制成厚板(其也可以是接着CC进行的直送轧制)的过程中，首先实
9施1100°C以上、1200°C以下的加热非常有效。由此，能够使在铸片阶段中结晶的Nb固溶，防止成为Nb碳氮化物。为了使Nb固溶，随着Nb量调整加热温度、时间非常有效。在Nb含有量较多的情况下，增大加热温度及/或时间。轧制之后，在Ar3点以上开始水冷。这样地限制水冷开始温度的原因在于，在从Ar3 点以下的温度开始水冷时，在水冷之前生成铁素体而开始排出碳，因此，因水冷而大量形成含有碳的硬化组织，HIC特性变差。水冷有效的原因在于，尽量降低了 C、P等元素的扩散，能够防止C和Nb结合。在温度降低的同时各元素的扩散速度降低，但若在轧制之后不进行水冷而是搁冷，则暴露在高温中的时间更长，有可能助长元素的扩散。扩散的元素偏析到晶界、夹杂物中。水冷速度期望为5°C/sec以上、30°C /sec以下。其原因在于，在水冷速度小于 5°C /sec时助长扩散，在水冷速度大于30°C /sec时过度淬火，产生硬化组织。将本发明的厚钢板作为原料制造成的UOE钢管不会产生由Ti、Nb的粗大的碳氮化物引起的HIC，在腐蚀环境下使用的情况下的可靠性上升。UOE钢管的制造方法被本领域技术人员所周知，在本发明中，也能够利用与以往技术同样的方法制造UOE钢管。实施例1 参照实施例更具体地说明本发明。使用厚度300mm、宽度2300mm的垂直弯曲型连续铸造机，以0. 7m/min以上、0. 8m/ min以下的铸造速度连续铸造具有表1所示的化学组成和Ar3点的钢种No. 1 No. 14，得到了铸片(板坯)。将得到的铸片加热到约1100°C以上、1200°C以下，在精轧温度约为750°C以上、 850°C以下的条件下进行热轧制，精加工到厚度25. 4mm左右。在热轧制之后立即进行水冷， 在约450°C以上、550°C以下时停止冷却，之后进行空冷。水冷的冷却速度为10°C /sec 30 °C /sec ο对该厚钢板进行了采用上述激光ICP法进行的偏析度调查(测定点120点)、拉伸试验和HIC试验。将试验结果和钢的化学组成一并表示在表1中。HIC试验采用NACE TM-02-84所规定的NACE试验，作为HIC产生率测定了裂纹面积率(CAR，Crack Area Ratio)。CAR为3%以下判定为合格，在CAR大于3%的情况下实质上产生HIC，判定为不合格。表 权利要求
1.一种抗HIC特性优良的厚钢板，其特征在于，抗HIC厚钢板具有如下化学组成按质量％计为C 0. 02% 0. 07%, Si :0. 05% 0. 50%、Mn :1. 1 % 1. 6%、P :0. 015% 以下、S :0. 002% 以下、Nb :0. 005 % 0. 060%, Ti 0. 005% 0. 030%, Al :0. 005% 0. 06%, Ca :0. 0005% 0. 0060%, N :0. 0015% 0.007%、从满足式(1)的量的Cu、Ni、Cr和Mo中选择的至少一种、V 0. 10%、其余部分由狗和杂质构成，而且，Nb偏析度为2. 0以下，Nb偏析度与Mn偏析度之比α ( α =Nb偏析度/Mn偏析度)为1. 0以上、1. 5以下； Ti偏析度为2.0以下，Ti偏析度与Mn偏析度之比β ( β = Ti偏析度/Mn偏析度)为1. 0以上、1. 5以下； 式(1) 0. 1%< (Cu+Ni+Cr+Mo) < 1. 5% 式中，元素符号是指各元素的以质量％计的含有量的意思。
2.根据权利要求1所述的厚钢板，其中， 上述化学组成含有0. 01% 0. 10%的V。
3.—种UOE钢管，其特征在于，将权利要求1或2所述的厚钢板作为原料。
全文摘要
本发明的X60级以上的高强度、抗HIC特性优良的厚钢板及UOE钢管具有如下化学组成按质量％计为C0.02％～0.07％、Si0.05％～0.50％、Mn1.1％～1.6％、P0.015％以下、S0.002％以下、Nb0.005％～0.060％、Ti0.005％～0.030％、Al0.005％～0.06％、Ca0.0005％～0.0060％、N0.0015％～0.007％、Cu、Ni、Cr和Mo中的至少一种合计大于0.1％、小于1.5％、其余部分由Fe和杂质构成，而且，Nb和Ti的偏析度分别为2.0以下，Nb偏析度/Mn偏析度之比及Ti偏析度/Mn偏析度之比均为1.0以上、1.5以下。
文档编号B21B1/38GK102421926SQ20108002090
公开日2012年4月18日 申请日期2010年3月12日 优先权日2009年3月12日
发明者山本昭夫, 湊出, 高桥伸彰 申请人:住友金属工业株式会社