专利名称：超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法
技术领域：
本发明涉及钢管的圆周方向的抗拉强度(TS)达到625MPa以上的变形能及低温韧性优良的超高强度管线管用钢板的制造方法及采用该钢板制造的超高强度管线管用钢管的制造方法。特别是能够广泛地使用通过本发明的制造方法得到的钢管作为天然气、原油输送用管线管。本申请基于2008年11月6日提出的日本专利申请特愿2008-285837号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术：
近年来，作为原油、天然气的长距离输送方法，管线管的重要性越发高涨。现在，作为长距离输送用的干线管线管，美国石油协会(API)标准X65成为设计的根本，X65的管线管的实际使用量也压倒性地占大多数。可是，为了(1)高压化的输送效率的提高、及(2)通过减低管线管的外径、重量而提高现场施工效率，期望更高强度的管线管。迄今为止，直至 X120(抗拉强度为915MPa以上)的管线管已经实用化。另一方面，近年来，管线管的设计的思路在变化。以往，是使应力统一的管线管的设计(“stress based design”)。但是，最近，采用即使对管线管施加变形也不破坏钢管的圆周焊接部或钢管本身也不会压曲这样的设计(“strain based design”)。迄今为止， 关于X80以上的高强度管线管，研究了用于确保母材的低温韧性及焊接热影响区的韧性的化学成分及制造条件。但是，在“strain based design”的情况下，还要求母材的变形能或钢管的涂装后的变形能。如果不解决这些有关韧性及变形能的课题，则“strain based design”用的X80以上的管线管用钢管的制造是不可能的。在管线管的超高强度化中，需要用于一面确保母材的强度和低温韧性的平衡、焊接金属韧性及焊接热影响区(HAZ)韧性、 现场焊接性、抗接头软化性、破裂试验中的耐管体破裂性等，一面制造母材变形能优良的钢管的制造条件。因此，一直期望开发满足这些钢管特性的X80以上的超高强度厚壁管线管。迄今为止，关于管线管用钢管的制造方法，为了改善上述钢管特性，例如，提出了以下的方法。在专利文献1及专利文献2中，为了提高钢管的变形能，提出了都在到500 600°C的前段对钢板进行缓冷，在其后的后段以比前段快的冷却速度进行冷却的方法。在该方法中，能够控制钢板及钢管的显微组织。再者，在专利文献3及专利文献4中，为了改善钢管的耐压曲性，都以15°C /s以上的一定的冷却速度进行冷却，以制造16mm厚的钢板。先行技术文献专利文献专利文献1 日本特开2004-131799号公报专利文献2 日本特开2003-293089号公报专利文献3 日本特开平11-279700号公报专利文献4 日本特开2000-178689号公报
发明内容
发明所要解决的课题但是，在专利文献1及专利文献2中公开的方法中，因钢板的水冷停止温度的偏差大，因而存在钢板材质的偏差大的问题。另外，在专利文献3及专利文献4中公开的方法中，也因钢板的水冷停止温度的偏差大，除了钢板强度的偏差大以外，在确保钢板的变形能的方面也成为大的问题。本发明提供母材的强度、低温韧性及变形能优良的、且容易现场焊接的抗拉强度为625MPa以上(API标准X80以上)的超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法。用于解决课题的手段本发明人就用于得到抗拉强度为625MPa以上、且低温韧性优良的超高强度钢板及钢管的钢板及钢管的制造条件进行了潜心的研究。其结果是，以至发明了超高强度管线管用钢板及超高强度管线管用钢管的新的制造方法。本发明的要旨如下。(1) 一种超高强度管线管用钢板的制造方法，其中，熔炼以质量％计含有C: 0. 03 0. 08 %、Si 0. 01 0. 50 %、Mn :1. 5 2. 5 %、P :0. 01 % 以下、S :0. 0030 % 以下、Nb 0. 0001 0. 20 Al :0. 0001 0. 03 Ti :0. 003 0. 030 N :0. 0010
0.0050%, 0 0. 0050%以下，剩余部分包括铁及不可避免的杂质的钢；铸造该钢以形成钢坯；对该钢坯实施热轧以形成钢板；以0. 6m3/(m2 · min)以下的水量密度(water quantity concentration)将钢板表面冷却到所述钢板的表面温度大于540°C的规定温度；然后以
1.3m3/(m2 · min)以上的水量密度对所述钢板表面进行冷却。(2)在上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法中，所述钢以质量％计也可以进一步含有 Mo 0. 01 1. 0%、Cu 0. 01 1. 5%、Ni :0. 01 5. 0%、Cr :0. 01 1. 5%,V 0. 01 0. 10%,B 0. 0001 0. 0003%,W :0. 01 1. 0%,Zr :0. 0001 0. 050%, Ta 0. 0001 0. 050%中的至少1种。(3)在上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法中，所述钢以质量％计也可以进一步含有Mg 0. 0001 0. 010%,Ca :0. 0001 0. 005%,REM :0. 0001 0. 005%, Y 0. 0001 0. 005%, Hf 0. 0001 0. 005%, Re :0. 0001 0. 005%中的至少 1 种。(4)在上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法中，也可以在所述钢板的表面温度为大于540°C的规定温度以上时，所述钢板的表面冷却速度为10°C /s以下；在所述钢板的表面温度低于所述规定温度时，所述钢板的表面冷却速度为40°C /s以上。(5)在上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法中，在所述热轧中，所述钢坯的再加热温度也可以为950°C以上，所述钢坯的未再结晶温度区的压下比也可以为3 以上。(6)在上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法中，也可以从800°C以下的冷却开始温度开始冷却。(7)在超高强度管线管用钢管的制造方法中，将用上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法制造的钢板通过UO造管成形成管状；从内外面使用焊丝和烧成型或熔融型焊剂，对所述钢板的对接部进行埋弧焊；然后，进行扩管。(8)在上述(7)所述的超高强度管线管用钢管的制造方法中，在进行了所述埋弧焊后且在进行所述扩管之前，对焊接部进行热处理。
(9)在上述(7)所述的超高强度管线管用钢管的制造方法中，在200°C 500°C的温度下对所述焊接部进行热处理。发明效果根据本发明，在将限定了化学成分的钢板热轧后，在钢板的表面温度达到过渡沸腾温度区之前的前段进行缓冷，在其后的后段进行骤冷，由此可减小钢板及钢管的强度偏差，改善变形时效前后的钢板及钢管的变形能。其结果是，对于管线管的安全性得以大幅度提尚。
图1是表示钢板表面的冷却图形和钢的相变曲线的关系的一个例子的概略图。
具体实施例方式以下，对本发明的内容进行详细说明。本发明是涉及具有625MPa以上的抗拉强度(K)且低温韧性优良的超高强度管线管的发明。该强度水准的超高强度管线管与以往主流的X65相比较，可抗大约1.2 1.8 倍的压力，因此可用与以往相同的尺寸输送更多的气体。在以更高的压力使用X65时，需要加厚管线管的壁厚。因此，材料费、运输费、现场焊接施工费提高，管线管铺设费用大幅度上升。因此，为了削减管线管铺设费用，需要具有625MPa以上的抗拉强度(TS)且低温韧性优良的超高强度管线管。另一方面，在所要求的钢管的强度增加的同时，钢管的制造变得非常困难。特别是，在要求“strain based design”时，不仅需要得到母材的强度和低温韧性的平衡及缝焊部的韧性，而且必须得到也包含变形时效后的变形能的目标特性。但是，满足这些所有的特性是非常困难的。在要求“strain based design”的管线管中，连接管线管间的焊接金属的强度(圆周焊接部的强度)必须高于母材(为钢板或钢管的钢板的部分)的长度方向(管线管的管轴方向)的强度。在使用管线管的环境中，有时夏季冻土溶化、或冬季再次生成冻土。在这种情况下，管线管产生变形，从圆周焊接部断裂。特别是在圆周焊接部的强度相对于母材强度为低强匹配的情况下，则在更小的变形下断裂。因此，需要使母材的长度方向的强度低于圆周焊接部的强度，根据圆周焊接部的强度的不同而对母材的长度方向的强度设定上限。 特别是，由于管线管的各等级具有强度范围，因此根据该上限的不同，将用于制造管线管的母材的强度限制在狭窄的范围内。因此，要求稳定地制造抑制了强度偏差的管线管及其母材。为了将管线管的母材的抗拉强度限制在625MPa以上、且限制在狭窄的范围，发明人进行了潜心的研究。其结果是，弄清了作为钢板采用低碳钢，使钢板的热轧时的冷却条件优化是非常重要的。例如，如果C量超过0. 08%，则淬硬性过高，因而在钢板的中心部和表面强度变化大。因此，作为钢板采用低碳钢。另外，例如，即使C量为0.08%以下，如果完全不限制钢板表面的冷却条件而进行冷却，则根据钢板表面的冷却方法的不同，或生成马氏体、或不生成马氏体。此时，在一块钢板内或制造的钢板间于钢板表面的强度上产生偏差， 因此，不能制造具有狭窄范围的强度的管线管。本发明人不是一次性使钢板表面冷却、而是通过适当调节钢板的表面温度达到过渡沸腾温度区之前的前段的冷却水量和其后的后段的冷却水量，成功地抑制了一块钢板内及制造的钢板间的强度偏差。本发明人认为通过适当地调节前段及后段的水量密度或冷却速度，能够显著地抑制钢板的强度偏差的理由如下。如果从高温开始对钢板进行冷却，则钢板的冷却机构从高温开始按膜状沸腾、过渡沸腾及泡核沸腾的顺序变化。为人所知的是在产生过渡沸腾的温度区(过渡沸腾温度区)，冷却机构从膜状沸腾向泡核沸腾过渡，因此为非稳态(不稳定)的冷却。因此，如果在过渡沸腾温度区对钢板进行长时间冷却，则钢板内的温度偏差增大。调查结果表明，在该过渡沸腾温度区，钢板的表面温度为450 560°C的范围，需要对钢板进行骤冷。另外，在本发明中，为了使钢板具有良好的变形能，不将钢板的组织形成马氏体组织，而是形成贝氏体 /铁素体混合组织。因此，在钢板的表面温度大于的情况下，用产生铁素体相变这样的小的水量密度或冷却速度进行冷却。但是，如前所述，需要缩短过渡沸腾温度区中的钢板的冷却时间。因此，在钢板的表面温度为540°C以下的情况下，以过渡沸腾造成的钢板表面温度的不均减小这样的大的水量密度或冷却速度进行冷却。通过该方法，能够使钢板的冷却停止温度均勻，因而能够使钢板的宽度方向及长度方向的强度大致均勻。因此，切换水量密度或钢板的冷却速度的时机、即切换冷却的前段和后段的时机需要使钢板的表面温度在 540°C以上的规定温度。关于切换冷却的前段和后段的时机，优选钢板的表面温度为560°C 以上，更优选钢板的表面温度为580°C以上。以下，对限定本发明的钢板(母材)成分的理由进行说明。此外，关于本发明的化学成分，％表示质量％。C作为提高母材强度的基本的元素是不可或缺的。因此，需要添加0. 03%以上的 C。如果超过0.08%地过剩添加C，则钢材的焊接性或韧性降低。因此，将C的添加量的上限规定为0. 08%。Si作为炼钢时的脱氧元素是必要的。为了脱氧，需要在钢中添加0.01%以上的 Si。但是，如果超过0.50%地添加Si，则钢材的HAZ韧性降低。因此，将Si的添加量的上限规定为0. 50%。Mn对于确保母材的强度及韧性是必要的元素。但是，如果Mn量超过2. 5%，则母材的HAZ韧性显著降低。在Mn量低于1. 5%时，母材的强度确保变得困难，因此将Mn量的范围规定为1. 5 2. 5%。P是对钢的韧性产生影响的元素。如果P量超过0. 01%，则不仅母材的韧性而且 HAZ的韧性也显著降低。因此，将P量的上限规定为0. 01%。S如果超过0.0030%地过剩添加，则生成粗大的硫化物。该粗大的硫化物使韧性降低，因此将S量的上限规定为0. 0030%。Nb是具有通过形成碳化物、氮化物来提高强度的效果的元素。但是，在添加 0.0001%以下的Nb时，没有其效果。另外，在添加超过0.20%的Nb时，导致韧性降低。因此，将Nb量的范围规定为0. 0001 0. 20%。Al通常作为脱氧材料添加。在本发明中，如果超过0.03%地添加Al，则不生成Ti 主体的氧化物。因此，将Al量的上限规定为0.03%。另外，为了降低钢水中的氧量，需要添加0.0001%以上的Al。因此，将Al量的下限规定为0.0001%。Ti是作为脱氧材料、另外作为氮化物形成元素在晶粒的微细化中发挥效果的元素。但是，大量的Ti的添加带来碳化物形成造成的显著的韧性降低，因此需要将Ti量的上限规定在0.030%。但是，为了得到规定的效果，需要添加0.003%以上的Ti。因此，将Ti 量的范围规定为0. 003 0. 030%。N使TiN微细地析出，对于使奥氏体粒径微细化是必要的。在N量为0.0010%时， 微细化不充分，因此将N量的下限规定为0. 0010%。另外，如果N量超过0. 0050%,则固溶 N量增加，使母材的低温韧性劣化，因此将N量的上限规定为0. 0050%。0如果超过0. 0050地过剩添加，则生成粗大的氧化物，使母材的韧性降低。因此， 将0量的上限规定为0. 0050%。含有以上元素，剩余部分包括铁(Fe)及不可避免的杂质的钢是作为本发明的钢板及钢管采用的优选的基本组成。此外，在本发明中，可根据需要，作为改善强度及韧性的元素，从Mo、Cu、Ni、Cr、V、 B、Zr、Ta中选择添加至少1种元素。Mo是在提高淬硬性的同时，形成碳化物及氮化物以改善强度的元素。为了得到其效果，需要添加0. 01%以上的Mo。但是，超过1. 0%的大量Mo的添加使母材的强度增加到所需以上，同时使韧性显著降低。因此，将Mo量的范围规定为0. 01 1. 0%。Cu对于在不降低韧性的情况下增加强度是有效的元素。但是，在Cu量低于0. 01 % 时没有其效果，如果Cu量超过1.5%，则在钢坯加热时或焊接时容易发生裂纹。因此，将Cu 量的含量规定为0.01 1.5%。Ni对于改善韧性及强度是有效的元素。为了得到其效果，需要添加0. 01 %以上的Ni。但是，在超过5.0%地添加Ni的情况下，焊接性降低。因此，将Ni量的上限规定为 5. 0%。Cr是通过析出强化提高钢的强度的元素。因此，需要添加0.01%以上的Cr。但是，如果大量地添加Cr，则因淬硬性增加而生成马氏体组织，使韧性降低。因此，将Cr量的上限规定为1.5%。V是具有通过形成碳化物及氮化物而提高强度的效果的元素。但是，添加0.01% 以下的V时，则没有其效果。另外，在添加超过0. 10%的V时，导致韧性降低。因此，将V量的范围规定为0.01 0. 10%。B是一般通过固溶在钢中使淬硬性增加，显著抑制铁素体生成的元素。因此，将B 量规定为低于0. 0003%。但是，为了确保某程度的钢的淬硬性，也可以添加0. 0001%以上的B。因此，将B量的范围规定为0. 0001 0. 0003%。W是在提高淬硬性的同时，形成碳化物及氮化物以改善强度的元素。为了得到其效果，需要添加0.01%以上的W。但是，超过1. 0%的大量的W的添加使母材的强度增加到所需以上，而且使韧性显著降低。因此，将W量的范围规定为0.01 1.0%。^ 及Ta也与Nb同样，是具有通过形成碳化物及氮化物而提高强度的效果的元素。 但是，在0. 0001%以下添加时，没有其效果。另外，在添加超过0. 050%的^ 或Ta时，导致韧性降低。因此将ττ或I1a的量的范围规定为0. 0001 0. 050%。另外，在本发明中，根据需要，为了提高氧化物的钉扎效果或耐层状撕裂性，能够添加Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re中的至少1种元素。Mg主要作为脱氧材料添加。但是，如果超过0.010%地添加Mg，则容易生成粗大的氧化物，母材及HAZ韧性降低。另外，在低于0. 0001 %的Mg的添加时，不能充分期待作为晶内相变和钉扎粒子所必需的氧化物的生成。因此将Mg的添加范围规定为0.0001 0. 010%。Ca及REM、Y、Hf、Re通过生成硫化物来抑制容易向轧制方向伸长的MnS的生成，改善钢材的板厚方向的特性，特别是耐层状撕裂性。在Ca及REM、Y、Hf、Re都低于0. 0001% 时，不能得到此效果。因此，将Ca及REM、Y、Hf、Re的量的下限规定为0.0001%。相反，如果Ca及REM、Y、Hf、Re都超过0. 0050 %，则Ca及REM、Y、Hf、Re的氧化物的个数增加，超微细的含Mg氧化物的个数降低。因此，将Ca及REM、Y、Hf、Re的量的上限规定为0. 0050%。在通过炼钢工序熔炼了含有上述成分的钢后，通过连续铸造等进行铸造，从而形成钢坯(铸坯)。对该钢坯实施热轧(在将钢坯加热后轧制)，从而形成钢板。此时，将该钢坯加热到Ara点以上的温度(再加热温度)，进行轧制从而使再结晶温度区的压下比为2 以上，未再结晶温度区的压下比为3以上。其结果是，得到的钢板的平均原奥氏体粒径为 20 μ m以下。上述钢坯(铸坯)的再加热温度优选为950°C以上。另外，如果再加热温度过高， 则在加热时Y晶粒粗大化，因此优选将再加热温度规定为1250°C以下。关于再结晶温度区的压下比，如果压下比低于2，则不能充分产生再结晶，因此优选将压下比规定为2以上。如果将未再结晶温度区的压下比规定为3以上，则钢板的平均原奥氏体粒径可达到20μπι以下。因此，优选将未再结晶温度区的压下比规定为3以上。更优选的是，未再结晶温度区的压下比为4以上。在此种情况下，能够使钢板的平均原奥氏体粒径在ΙΟμπι以下。关于开始水冷的温度(水冷开始温度)，优选从800°C以下的水冷开始温度开始对钢板进行冷却。也就是说，从A63点以下开始钢板的冷却。在此种情况下，由于通过产生铁素体相变来降低钢板的屈服比，因此钢板的变形能良好。关于冷却方法，直到所述钢板的表面温度大于540°C的规定温度(在前段)，以 0. 6m3/(m2 -min)以下的水量密度对钢板表面进行冷却。在该水量密度大于0. 6m3/(m2 -min) 的情况下，钢板不产生铁素体。然后(在后段)，以1.3m7(m2*min)以上的水量密度对钢板表面进行冷却。在该水量密度低于1.3m7(m2*min)的情况下，钢板在过渡沸腾温度区滞留的时间延长，钢板内的温度偏差增大到不能忽视的程度。此外，关于钢板表面的温度，测定钢板的宽度方向的中央部。再者，在钢板的表面温度为大于的规定温度以上(在前段)时，钢板的表面冷却速度优选为10°c /s以下。在该钢板的表面冷却速度大于10°C /s时，在钢板中不生成铁素体。另一方面，在钢板的表面冷却速度低于所述规定温度(在后段)时，钢板的表面冷却速度优选为40°C /s以上。在该钢板的表面冷却速度低于40°C /s时，钢板在过渡沸腾温度区滞流的时间延长，钢板内的温度偏差增大到不能忽视的程度。在本发明采用的冷却装置中，能够以水量密度达到相同的方式进行控制的喷嘴集中的地方(称为区域)有几个。在本发明中，例如，将这些区域分为前述的前段(540°C以上的规定温度区)和后段。在前段和后段设定了水量密度后，能够采用实际的水冷前后的钢板的表面温度、钢板穿炉速度和将钢板冷却的距离，计算钢板表面的冷却速度。另外，能够任意确定切换前段和后段的位置(区域)，可通过考虑钢板的冷却状况等来确定。在上述冷却条件下，关于进行冷却的理由，以下参照图1进行更详细的说明。图1 是钢板表面的冷却图形和钢的相变曲线的关系的一个例子。如图1的虚线⑴所示，在前段的水量密度或钢板的表面冷却速度没有满足本发明的条件的情况下，钢板表面不是铁素体/贝氏体混合组织，而是大致为马氏体组织。因此，即使在前后段的水量密度或钢板的表面冷却速度满足本发明的条件的情况下，往往钢板表面的韧性显著降低，在制造钢管时在钢板上产生表面裂纹等表面缺陷。除此以外，由于在铁素体相变或贝氏体相变开始前进行骤冷，因此往往在钢板内产生强度偏差。另外，如图1的虚线(ii)所示，在后段的水量密度或钢板的表面冷却速度没有满足本发明的条件的情况下，钢板在过渡沸腾温度区滞留的时间延长，钢板内的温度偏差增大到不能忽视的程度。因此，即使前段的水量密度或钢板的表面冷却速度是在钢板中生成铁素体的条件，也在一块钢板内或制造的钢板间产生强度偏差。另一方面，如图1的实线(iii)及(iV)所示，在前段及后段的水量密度或钢板的表面冷却速度满足本发明的条件的情况下，钢板为本发明的贝氏体/铁素体混合组织。关于冷却停止温度，如果在200°C以下停止最后的水冷(最终水冷)，则在钢板的板厚中心部生成被认为起因于氢的缺陷。因此，优选将冷却停止温度的下限规定为200°C。接着，对采用通过上述制造方法制造的超高强度管线管用钢板，通过UO工艺(U0 造管)制造管线管的方法进行说明。在制造了板厚为12 25mm的钢板后，通过UO造管(C 挤压、U挤压、0挤压)成形为管状。然后，分别将成形为管状的钢板的端部对接，进行定位焊。在该定位焊中，采用MAG焊接或MIG焊接。在定位焊后，从内外面对成形为管状的钢板的对接部进行埋弧焊接。在该埋弧焊接中，采用焊丝和烧成型或熔融型焊剂。最后，进行扩管，从而制造出钢管。在本发明的超高强度管线管用钢管的制造方法中，优选在进行了上述的内外面的埋弧焊接后，且在进行扩管前对焊接部(缝焊接部)实施热处理。另外，作为该钢管的热处理条件，优选在20(TC 50(TC的温度下对焊接部实施热处理。通过该热处理，能够减低产生于焊接部(焊接金属)的对韧性有害的MA(奥氏体和马氏体的混合组织)。如果在 200°C 500°C的温度下对焊接部进行加热，则沿着原奥氏体晶界生成的粗大的MA分解成微细的渗碳体。但是，当在低于200°C时对焊接部实施热处理的情况下，粗大的MA不会分解成渗碳体。因此，焊接部的热处理温度的下限为200°C。另外，如果超过500°C地对焊接部进行热处理，则焊接部的韧性劣化。因此，焊接部的热处理温度的上限为500°C。实施例接着，对本发明的实施例进行说明。在将具有表1的化学成分的厚度为240mm的钢坯加热到1000 1210°C后，在 950°C以上的再结晶温度区进行热轧，直到钢坯的厚度(移送厚度)达到70 100mm。进而在880 750°C的范围的未再结晶温度区进行热轧，直到钢坯的厚度(板厚)达到12 25mm。然后，从650 795°C的温度开始钢板的冷却(前段的水冷)，从高于540°C的规定温度进行骤冷。然后，在200 500°C的温度下停止冷却(后段的水冷)。此外，在表1中， 作为参考，还示出了碳当量Cetl及焊接裂纹敏感性指数P。m、马氏体相变开始温度Ms、可得到 90 %马氏体组织的临界的冷却速度MC90。为了对制造的各钢板的屈服强度和抗拉强度进行评价，从各钢板采取根据API5L标准的总厚试验片，在常温下进行拉伸试验。关于采取方向，采取它们的总厚试验片。另外， 关于总厚试验片的采取位置，是以总厚试验片的长度方向与钢板的宽度方向一致的方式， 在钢板的长度方向距钢板顶端部及钢板末端部Im的位置。从这些位置上的钢板的板宽中心部在两侧采取2根总厚试验片。接着，在通过UO造管将该钢板成形后，通过二氧化碳气体保护焊对钢板的对接部进行定位焊。然后，采用焊丝和熔融焊剂，从钢板的对接部的内外面进行利用埋弧焊的缝焊，从而形成钢管。缝焊的平均线能量为2.0 5.0kJ/mm。此外，对部分钢管，对缝焊部实施250 450°C的热处理。钢板及钢管的制造条件见表2。为了对制造的各钢管的屈服强度和抗拉强度进行评价，从各钢管采取API试验片，进行拉伸试验。关于采取方向，以API试验片的长度方向与钢管的管轴方向一致的方式采取这些API试验片。另外，关于采取位置，将这些API试验片在与管轴垂直的切断面中， 以离各钢管的缝焊部1/4周的位置为中心，在其两侧各采取2根。另外，作为参考，为了评价变形时效后的变形能，在210°C下对这些钢管进行热处理(保持5分钟后空冷)，从与上述同样的位置各采取2根API试验片，进行拉伸试验。拉伸试验按照API标准2000进行。 另夕卜，为了评价钢管的韧性，实施了-30°C时的夏氏试验(Charpy test)和DWT试验。夏氏试验和DWT试验也按照API标准2000进行。关于夏氏试验片和DWT试验片，以试验片的长度方向与钢管的圆周方向一致的方式，在与管轴垂直的切断面中，以离钢管的缝焊部1/2 周的位置采取。关于DWT试验片，从各钢管各采取2根，作为夏氏试验片，从各钢管的壁厚中心部各采取3根。再者，对制造的各钢管的HAZ韧性进行了评价。关于用于评价HAZ韧性的试验片， 从钢管的缝焊部附近的焊接热影响区(HAZ)采取，在FL+lmm(在HAZ部侧距HAZ部和缝焊部的边界Imm的位置)形成缺口。作为这些试验片，从各钢管各采取3根。对这些试验片都通过-30 °C时的夏氏试验进行了评价。这些试验的结果见表3。此外，表3中作为参考不仅示出抗拉强度，而且还示出屈服强度及屈服比。钢1 22表示本发明的实施例。由表3表明这些钢板及钢管具有X80以上的抗拉强度，且钢板及钢管内的强度偏差也被抑制在60MPa以下。另外，钢管的夏氏能为200J 以上，DWTT塑性断口率为85%以上，焊接热影响区的夏氏吸收能(HAZ韧性)超过50J。这样，本发明的实施例中的钢管具有高的韧性。钢23 35表示未满足本发明的制造条件的比较例。也就是说，在钢23中，钢中的C量小于本发明的范围，因此抗拉强度并不充分。在钢M 四中，基本成分及选择元素内的至少1种元素被超过本发明范围地添加到钢中，因此HAZ韧性并不充分。另一方面，在钢30 35中，钢板的冷却条件没有满足本发明。也就是说，在钢30及33中，钢板在前段被骤冷。在钢32及35中，钢板在后段被缓冷。在钢31 及钢34中，钢板的骤冷开始温度低，在钢板的表面温度进入过渡沸腾温度区后，进行后段的骤冷。因此，在钢30 35中，钢板及钢管的强度的偏差大到IOOMPa以上。
权利要求
1.一种超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于熔炼以质量 ％ 计含有 C 0. 03 0. 08%, Si 0. 01 0. 50 %, Mn :1. 5 2. 5 %、P 0. 01% 以下、S 0. 0030% 以下、Nb :0. 0001 0. 20%, Al :0. 0001 0. 03%, Ti :0. 003 0. 030%, N 0. 0010 0. 0050%, 0 :0. 0050%以下，剩余部分包括铁及不可避免的杂质的钢；铸造该钢以形成钢坯； 对该钢坯实施热轧以形成钢板；以0. 6m3/(m2 -min)以下的水量密度将钢板表面冷却到所述钢板的表面温度大于的规定温度；然后以1. 3m3/(m2 · min)以上的水量密度对所述钢板表面进行冷却。
2.根据权利要求1所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于，所述钢以质量％计进一步含有Mo 0. 01 1. 0%, Cu 0. 01 1. 5%, Ni 0. 01 5. 0%、 Cr 0. 01 1. 5%、V0. 01 0. 10%,B 0. 0001 0. 0003%,W 0. 01 1. 0%,Zr 0. 0001 0. 050%,Ta 0. 0001 0. 050%中的1种以上。
3.根据权利要求1所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于，所述钢以质量％计进一步含有Mg 0. 0001 0. 010%, Ca 0. 0001 0. 005%, REM :0. 0001 0. 005%,Y0. 0001 0. 005%, Hf 0. 0001 0. 005%,Re 0. 0001 0. 005%中的1种以上。
4.根据权利要求1所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于在所述钢板的所述表面温度为大于540°C的规定温度以上时，所述钢板的表面冷却速度为10°C /s以下；在所述钢板的所述表面温度低于所述规定温度时，所述钢板的表面冷却速度为40°C /s 以上。
5.一种变形能以及低温韧性优良的超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于 在所述热轧中，所述钢坯的再加热温度为950°C以上，所述钢坯的未再结晶温度区的压下比为3以上。
6.一种超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于从800°C以下的冷却开始温度开始冷却。
7.一种超高强度管线管用钢管的制造方法，其特征在于将用权利要求1所述的超高强度管线管用钢板的制造方法制造的钢板通过UO造管成形成管状；从内外面使用焊丝和烧成型或熔融型焊剂，对所述钢板的对接部进行埋弧焊； 然后，进行扩管。
8.根据权利要求7所述的超高强度管线管用钢管的制造方法，其特征在于在进行了所述埋弧焊后且在进行所述扩管之前，对焊接部进行热处理。
9.根据权利要求8所述的超高强度管线管用钢管的制造方法，其特征在于在200°C 500°C的温度下对所述焊接部进行热处理。
全文摘要
本发明提供一种超高强度管线管用钢板的制造方法，其中，熔炼以质量％计含有C0.03～0.08％、Si0.01～0.50％、Mn1.5～2.5％、P0.01％以下、S0.0030％以下、Nb0.0001～0.20％、Al0.0001～0.03％、Ti0.003～0.030％、N0.0010～0.0050％、O0.0050％以下，剩余部分包括铁及不可避免的杂质的钢；铸造该钢以形成钢坯；对该钢坯实施热轧以形成钢板；以0.6m3/(m2·min)以下的水量密度将钢板表面冷却到所述钢板的表面温度大于540℃的规定温度；然后，以1.3m3/(m2·min)以上的水量密度对所述钢板表面进行冷却。
文档编号C22C38/14GK102203302SQ20098014390
公开日2011年9月28日 申请日期2009年11月6日 优先权日2008年11月6日
发明者内田悠, 原卓也, 寺田好男, 清水笃史, 篠原康浩, 藤城泰志 申请人:新日本制铁株式会社