低温韧性优良的高强度管道用钢板以及高强度管道用钢管的制作方法

专利名称：低温韧性优良的高强度管道用钢板以及高强度管道用钢管的制作方法
技术领域：
本发明涉及最适合用于石油、天然气等的输送用管道等用途的低温韧性优良的管道用钢板以及管道用钢管。
背景技术：
近年来，作为原油、天然气的长距离输送方法，管道的重要性越来越高。目前，作为长距离输送用的干线管道，美国石油协会(API)标准X65成为设计的基础，实际的使用量也占压倒性多数。但是，为了(1)通过高压化提高输送效率和( 通过管道的外径、重量的降低来提高现场施工效率，要求更高强度的管道。目前为止直至X80(抗拉强度为620MPa以上)的管道已经被实用化，但对更高强度的管道的需求不断增强。目前，高强度管道制造法的研究中，对于X80管道的制造技术(非专利文献1以及2)、XlOO (抗拉强度为760MPa以上)管道的制造技术、以及X120管道的制造技术(专利文献1以及i)进行了报道。但是， 这样的高强度管道也要求脆性破坏裂纹传播停止特性和高速延展性破坏裂纹传播停止特性，如果与其相关的课题无法解决，则即使能够制造钢板以及钢管，也不可能作为管道实用化。关于脆性破坏裂纹传播停止特性，特别是需要即使从将管道连接的圆周焊接部产生脆性破坏也使脆性破坏停止。脆性破坏的裂纹传播速度达到350m/秒以上，脆性破坏有可能是高达IOOm直至数km的长距离破坏，因为由该预想的受害的严重程度而受到重视。作为评价该脆性破坏裂纹传播停止特性的小型试验，要求在DWTT (Drop Weight Tear Test 落锤试验)中在标准规定温度下具有85%以上的延性断口率(也称为塑性断口率)。另一方面，高速延展性破坏裂纹传播停止特性是在钢管的管轴方向上延展性破坏以高达IOOm/秒以上的高速进行长距离传播的现象。关于该高速延展性破坏也有可能是高达IOOm直至数km的长距离破坏，因为由该预想的受害的严重程度而受到重视。据认为该高速延展性破坏与钢管的夏比能量具有相关性，通过确保该夏比吸收能量(Charpy absorption energy)来防止该高速延展性破坏。但是，这些防止基准是以70ksi ( = 490MPa)以下的强度水平的钢管来确立的，对于近年开发的具有80ksi ( = 560MPa)以上的抗拉强度的钢板来说，上述参数有可能不充分。预测该具有SOksi以上的钢板的高速延展性破坏传播停止特性的方法尚未确立。与此相对，针对高强度管道提出了下述的想法由DWTT引起的破坏的传播能量、裂纹开口角度 (CTOA)或者通过预裂产生一次延展性破坏后的由DWTT产生的传播能量与高速延展性破坏裂纹传播停止特性相对应。为了提高该由DWTT引起的脆性裂纹传播停止特性和延展性裂纹传播停止特性， 需要使延展性、脆性转变温度为标准规定温度以下。为了降低延展性、脆性转变温度，即，使低温韧性良好，需要使晶粒粒径变微细。作为高强度管道的微观组织，成为以贝氏体、马氏体为主体的组织。作为以贝氏体、马氏体为主体的组织中的晶粒微细化的方法，已知有使渣饼厚度变薄。但是，使渣饼厚度变薄是有限度的。另外已知，在以贝氏体、马氏体为主体的组织的情况下，在以轧制方向为轴向轧制面倾斜40°的面(以下称为40°面)上{100} 聚集。{100}为铁的解理面，如果存在中心偏析等的脆化部，则从该脆化部产生脆性破坏，在 {100}聚集的40°面上脆性破坏连续传播，难以向延展性破坏转移。以上是以贝氏体、马氏体为主体的组织中的DWTT延展性、脆性破坏温度没有向低温侧偏移的一大课题。因此，由以贝氏体、马氏体为主体的组织形成生成了铁素体的多相组织，创制在40°面上没有聚集 {100}的组织，即使在具有中心偏析等的情况下，也进行立刻抑制脆性破坏的组织控制(专利文献幻。在创制这样的铁素体的情况下，强度越高，铁素体的量越受到限制。如果铁素体的量受到限制，则在40°面上的{100}的聚集不受抑制，因此在该面上脆性裂纹容易传播。 另外，在钢管整体中使铁素体均勻地分散也是一个课题。现有技术文献专利文献专利文献1国际公开96/023083号说明书专利文献2国际公开96/023909号说明书专利文献3日本特开2008-013800号公报非专利文献非专利文献INKK 技报 No. 138(1992)，pp24-31非专利文献 2 The 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering (1988), Volume V，ppl79_18
发明内容
发明所要解决的课题一直以来，作为以贝氏体、马氏体为主体的组织中的晶粒微细化的方法，已知使渣饼厚度变薄，但由于铸坯的厚度具有上限，因此使渣饼厚度变薄是有限度的。另外已知，在以贝氏体、马氏体为主体的组织的情况下，在以轧制方向为轴向轧制面倾斜40°的面(以下称为40°面)上{100}聚集。存在的一大课题是{100}为铁的解理面，如果存在中心偏析等的脆化部，则从该脆化部产生脆性破坏，在{100}聚集的40°面上脆性破坏连续传播， 从而没有向延展性破坏转移。本发明是鉴于这样的情况而进行的，其课题是改善在具有以贝氏体、马氏体为主体的组织的管道等中使用的钢管的低温韧性、特别是脆性破坏裂纹传播停止特性和高速延展性破坏裂纹传播停止特性。用于解决课题的手段本发明人们对用于得到抗拉强度为600MPa以上的低温韧性优良的高强度管道用钢板以及高强度管道用钢管的钢材应该满足的条件进行了深入的研究，从而发明了新型的超高强度管道用钢板以及高强度管道用钢管。另外发现，即使是以贝氏体、马氏体为主体的组织，像中心偏析这样的脆化相也显著缓和，当该部位的低温韧性提高时，DWTT等的延展性-脆性转变温度有可能降低。本发明的主旨如下。(1) 一种低温韧性优良的高强度管道用钢板，其特征在于，以质量％计，含有C 0. 03 0. 08%、Si 0. 01 0. 5 %、Mn :1. 6 2. 3 %、Nb :0. 001 0. 05%、N :0. 0010 0. 0050%, Ca 0. 0001 0. 0050%，且限制 P 为 0. 015% 以下，S 为 0. 0020% 以下，Ti 为0. 030%以下，Al为0. 030%以下，0为0. 0035%以下，剩余部分包含!^e以及不可避免的杂质元素，并且满足S/Ca < 0. 5，还限制最大Mn偏析度为2. 0以下，Nb偏析度为4. 0以下，Ti 偏析度为4.0以下，并且将以轧制方向为轴向轧制面倾斜40°的部位处的{100}的聚集度限制为4. 0以下，所述钢材具有600MPa以上的抗拉强度。(2)根据(1)所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板，其特征在于，以质量％ 计，还含有 Ni 0. 01 2. 0%、Cu 0. 01 1. 0%、Cr 0. 01 1. 0%、Mo 0. 01 0. 60%, W :0. 01 1. 0 %、V :0. 01 0. 10 %、Zr :0· 0001 0. 050 %、Ta 0. 0001 0. 050 %、B 0. 0001 0. 0020%的1种或2种以上。(3)根据⑴或⑵所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板，其特征在于，以质量％计，还含有 REM :0. 0001 0. 01%, Mg :0. 0001 0. 01%, Y :0. 0001 0. 005%, Hf 0. 0001 0. 005%, Re :0. 0001 0. 005%中的 1 种或 2 种以上。(4)根据⑴ (3)中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板，其中，具有贝氏体+马氏体组织。(5)根据⑴ (4)中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板，其中，平均原奥氏体的平均粒径为10 μ m以下，且具有贝氏体+马氏体组织。(6)根据⑴ (6)中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板，其中，具有贝氏体+马氏体组织，且铁素体分率低于10%。(7)根据(1) (6)中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板，其特征在于，中心偏析部的最高硬度为400Hv以下。(8) 一种低温韧性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，母材以质量％计含有 C 0. 03 0. 08%,Si 0. 01 0. 5%,Mn :1. 6 2. 3%,Nb :0. 001 0. 05%,N 0. 0010 0. 0050 %、Ca 0. 0001 0. 0050 %，且限制 P 为 0. 015 % 以下，S 为 0. 002 % 以下，Ti 为 0. 001 0. 030%, Al为0. 030%以下，0为0. 00；35%以下，剩余部分包含!^e以及不可避免的杂质元素，并且满足S/Ca<0.5，还限制最大Mn偏析度为2. 0以下，Nb偏析度为4. 0以下，Ti偏析度为4.0以下，而且将以轧制方向为轴向轧制面倾斜40°的部位处的{100}的聚集度限制为4. 0以下，所述钢管具有600MPa以上的抗拉强度。(9)根据(8)所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，所述母材以质量％计还含有 Ni 0. 01 2. 0%、Cu 0. 01 1. 0%、Cr :0. 01 1. 0%、Mo :0. 01 0. 60%,W 0. 01 1. 0%、V :0. 01 0. 10%,Zr :0. 0001 0. 050%,Ta :0. 0001 0. 050%, B 0. 0001 0. 0020%的1种或2种以上。(10)根据⑶或(9)所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管，其特征在于， 所述母材以质量％计还含有REM :0. 0001 0. 01%、Mg :0. 0001 0. 01%、Y :0. 0001 0. 005%, Hf 0. 0001 0. 005%, Re :0. 0001 0. 005%中的 1 种或 2 种以上。(11)根据⑶ (10)中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管，其中， 具有贝氏体+马氏体组织。(12)根据⑶ (11)中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管，其中， 平均原奥氏体的平均粒径为10 μ m以下，且具有贝氏体+马氏体组织。(13)根据⑶ (12)中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管，其中， 具有贝氏体+马氏体组织，且铁素体分率低于10%。
(14)根据⑶ (13)中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，中心偏析部的最高硬度为400Hv以下。发明效果根据本发明，Mn、Nb、Ti的偏析度降低，中心偏析部的最高硬度的上升被抑制，从而能够制造低温韧性优良的管道用钢板以及管道用钢管等，产业上的贡献极其显著。


图1表示0. 06C-1. 9Mn-Ni-Cu-Cr体系中最大Mn偏析度对于DWTT延性断口率的影响。图2表示0. 06C-1. 9Mn-Ni-Cu-Cr体系中Nb偏析度对于DWTT延性断口率的影响。图3表示0. 06C-1. 9Mn-Ni-Cu-Cr体系中Ti偏析度对于DWTT延性断口率的影响。
具体实施例方式以下，对本发明的内容详细地进行说明。本发明是涉及具有600MPa以上的抗拉强度(化)的低温韧性优良的超高强度管道的发明。该强度水平的超高强度管道与作为以往主流的X65相比能够耐受更高的压力，因此在相同的尺寸下能够输送更多的气体。在)(65 的情况下，为了提高压力，需要使壁厚增厚，材料费、输送费、现场焊接施工费提高，从而管道铺设费大幅上升。这是因为，需要具有600MPa以上的抗拉强度(TS)的高速延展性破坏特性优良的超高强度管道。另一方面，当要成为高强度时，钢管的制造急剧变困难。在该情况下，为了得到包括缝焊部在内的目标特性，特别是需要改善高速破坏特性，改善母材的低温韧性，改善焊接金属以及焊接热影响部的低温韧性，而且在破裂试验中使管体断裂。对母材的高速延展性破坏特性进行说明。本发明人们对满足母材的高速延展性破坏特性所需的母材的钢板的破坏韧性进行了深入的研究，结果发现如下情况。为了使脆性破坏裂纹传播阻止特性和高速延展性破坏裂纹传播特性提高，需要母材具有高的破坏传播停止特性。为了实现该特性，例如已知重要的是提高落锤试验(DWTT) 中的延性断口率、以及提高破坏传播能量。在具有600MPa以上的抗拉强度的高强度的情况下，基本上为以贝氏体或者马氏体为主体的组织，在该情况下，从Ar3点以上的温度进行冷却，制成钢板。在该情况下，在作为铁的解理面的{100}在以轧制方向为轴相对于轧制面为 40度的位置处聚集。以下，在本说明书中，将以轧制方向为轴相对于轧制面为40度的位置处的面称为“40°面”。具体而言，与无规的情况下的聚集相比，得到具有2倍以上的聚集。 以下，本说明书中，将与该无规的情况相比的{100}的聚集的比例称为“聚集度”。在高强度钢的情况下，例如中心偏析的水平差时，由于中心偏析而产生脆性破坏， 该脆性破坏沿40°面传播，DWTT延性断口率和传播能量显著降低。发明人们对中心偏析部的最大Mn偏析度、Ti偏析度、Nb的偏析度与DWTT延性断口率以及DWTT传播能量的关系进行了考察，结果发现，中心偏析的最大Mn偏析度、Ti偏析度、Nb偏析度大大地影响了 DWTT 延性断口率或者DWTT传播能量。图1 3中表示0. 06C-1. 9Mn-Ni-Cu-Cr体系中Mn、Ti、Nb的最大偏析度对DffTT 延性断口率的影响。可以判定，当最大Mn偏析度、Ti偏析度、Nb偏析度降低时，DffTT延性断口率显著降低。特别是，当最大Mn偏析度为2.0以下、Ti偏析度为4.0以下、Nb偏析度为4.0以下时，DWTT延性断口率显著上升。本发明人们认为这样通过最大Mn偏析度、Ti偏析度、Nb偏析度降低而使DWTT延性断口率显著提高的理由如下。当Mn偏析度提高时，该区域中的Mn浓度上升。因此，中心偏析部的淬火性提高， 与正常部相比硬度大幅上升。该区域中的硬度上升时，低温韧性、具体而言破坏的产生特性显著降低。因此，容易从中心偏析产生破坏，在40°面上脆性破坏发展。与此相对，当最大 Mn偏析度降低时，中心偏析部的硬度的上升被抑制，破坏的发生阻止值提高。另一方面，Ti偏析度、Nb偏析度提高时，中心偏析部中的Ti、Nb的碳氮化物的生成变显著，这使破坏的产生特性显著降低。相反，当Ti、Nb的偏析度降低时，中心偏析部中的Ti、Nb的碳氮化物的生成被抑制，破坏的发生特性提高。需要说明的是，最大Mn偏析度提高时，以MnS的生成不会变显著的方式添加Ca，由此抑制MnS的形成。在此，本发明中，最大Mn偏析度是指，与钢板以及钢管的除去了中心偏析部后的平均Mn量相对的中心偏析部的最大Mn量。同样地Nb偏析度和Ti偏析度是指，与钢板以及钢管的除去了中心偏析部后的平均Nb量(Ti量)相对的中心偏析部的平均化的最大Nb 量(Ti量)。另外，在测定最大Mn偏析度的情况下，通过EPMA(电子探针微分析仪，Electron Probe Micro Analyzer)或能够将由ΕΡΜΑ得到的测定结果进行图像处理的CMA (计算机辅助微分析仪，Computer Aided Micro Analyzer)来测定钢板以及钢管的Mn浓度分布。同样地关于Nb偏析度以及Ti偏析度，也通过EPMA或CMA分别测定Nb浓度分布以及Ti浓度分布。此时，根据EPMA (或CMA)的探头直径不同，最大Mn偏析度的数值会发生变化。本发明人们发现，通过使探头直径为2 μ m,能够适当地评价Mn的偏析。关于Nb偏析度以及Ti 偏析度也可知，通过使探头直径为2 μ m，能够适当地评价偏析。在Nb和Ti的情况下，由于无法正确地求出最大值，因此求出将测定数据平均化后的值、即板厚方向的平均的最大值。 需要说明的是，存在MnS、TiN, Nb (C，N)等夹杂物时，最大Mn偏析度、Ti偏析度、Nb偏析度表观上增大，因此在碰上有夹杂物的情况下，除去其值后进行评价。以下，对本发明中的母材的化学成分的限定理由进行阐述。C =C是使钢的强度提高的元素，作为其有效的下限，需要添加0. 03%以上。另一方面，C量超过0. 08%时，会促进碳化物的生成而损害中心偏析部的低温韧性，因此将上限设定为0. 08%以下。另外，为了抑制正常部的低温韧性、焊接性和韧性的降低，优选将C量的上限设定为0. 07%以下。Si :Si为脱氧元素，需要添加0.01%以上。另一方面，Si量超过0.5%时，会使焊接热影响部(HAZ)的韧性降低，因此将上限设定为0.5%以下。Mn =Mn为使强度以及韧性提高的元素，需要添加1. 6%以上。另一方面，Mn量超过 2. 3%时，将使中心偏析部的低温韧性和HAZ韧性降低，因此将上限设定为2. 3%以下。为了抑制中心偏析部的低温韧性劣化，优选将Mn量的上限设定为2. 0%以下。Nb =Nb是有助于形成碳化物、氮化物、提高强度的元素。为了得到效果，需要添加 0. 001%以上的Nb。但是，过量添加Nb时，Nb偏析度会增加，导致Nb的碳氮化物聚集，从而耐HIC性降低。因此，本发明中，将Nb量的上限设定为0. 05%以下。N =N是形成TiN、NbN等氮化物的元素，为了利用氮化物使加热时的奥氏体粒径变
8微细，需要使N量的下限值为0. 0010%以上。但是，N的含量超过0. 0050%时，Ti与Nb的碳氮化物变得容易聚集，损害耐HIC性。因此，将N量的上限设定为0.0050%以下。需要说明的是，在要求韧性等的情况下，为了抑制TiN的粗大化，优选将N量的上限设定为0. 0035% 以下。P :P是杂质，含量超过0.015%时，损害耐HIC性，并且HAZ的韧性降低。因此，将 P的含量的上限限制为0. 01%以下。S =S是在热轧时生成沿轧制方向延伸的MnS、使低温韧性降低的元素。因此，本发明中，需要降低S量，将上限限制为0. 0020%以下。另外，为了使韧性提高，优选将S量设定为0. 0010%以下。S量越少越优选，但难以使S量低于0. 0001%，从制造成本的观点考虑， 优选将下限设定为0.0001%以上。Ti =Ti是通常作为脱氧剂和氮化物形成元素而用于晶粒的细粒化的元素，本发明中，其是通过碳氮化物的形成而使耐HIC性和韧性降低的元素。因此，将Ti的含量的上限限制为0. 030%以下。另外，在添加低于0. 001%时，得不到晶粒微细化的效果，因此将下限设定为0. 001%。Al =Al是脱氧元素，但在本发明中，添加量超过0. 030%时，观察到Al氧化物的聚集束，因此限制为0. 030%以下。在要求韧性的情况下，优选使Al量的上限为0. 017%以下。Al量的下限值没有特别的限定，但为了使钢水中的氧量降低，优选添加0.0005%以上的Al。0:0为杂质，为了抑制氧化物的聚集，使低温韧性提高，将上限限制为0.0035% 以下。为了抑制氧化物的生成，使母材以及HAZ韧性提高，优选将0量的上限值设定为 0.0030%以下。0量的最佳上限为0.0020%以下。Ca Ca是生成硫化物CaS、抑制沿轧制方向延长的MnS的生成、显著有助于低温韧性的改善的元素。Ca的添加量低于0.0001%时，得不到效果，因此将下限值设定为
0.0001%以上。另一方面，Ca的添加量超过0.0050%时，氧化物聚集，损害了低温韧性，因此将上限设定为0. 0050%以下。本发明中，通过添加Ca而形成CaS来固定S，因此S/Ca的比是重要的指标。S/Ca 的比为0.5以上时，生成MnS，形成在轧制时发生延伸化的MnS。其结果，低温韧性劣化。因此，使S/Ca的比低于0. 5。需要说明的是，本发明中，作为改善强度以及韧性的元素，可以添加Ni、Cu、Cr、Mo、 W、V、Zr、Ta、B中的1种或2种以上的元素。Ni =Ni是对韧性以及强度的改善有效的元素，为了得到该效果，需要添加0. 01% 以上，但在添加2. 0%以上时，焊接性降低，因此优选将其上限设为2. 0%。Cu =Cu是不使韧性降低而对强度的提高有效的元素，在低于0. 01%时，没有效果， 而超过1. 0%时，在钢坯加热时或焊接时容易产生裂纹。因此，优选将其含量设定为0. 01
1.0%以下。Cr :Cr为了通过析出强化来提高钢的强度，添加0.01%以上是有效的，但在大量添加时，使淬火性提高，产生贝氏体组织，使低温韧性降低。因此，优选将其上限设定为 1. 0%。Mo =Mo是提高淬火性，同时形成碳氮化物而改善强度的元素，为了得到该效果，优选添加0. 01 %以上。另一方面，在以超过0. 60%的量大量添加Mo时，成本上升，因此优选将上限设定为0.60%以下。另外，钢的强度上升时，低温韧性有时降低，因此将优选的上限设定为0. 20%以下。W :ff是对强度的提高有效的元素，优选添加0. 01 %以上，更优选添加0. 05%以上。 另一方面，在添加超过1. 0%的W时，有时导致韧性的降低，因此优选将上限设定为1. 0%以下。V :V是形成碳化物、氮化物、有助于强度的提高的元素，为了得到效果，优选添加 0.01%以上。另一方面，在添加超过0. 10%的V时，有时导致低温韧性的降低，因此优选将上限设定为0.10%以下。Zr.Ta =Zr以及Ta与V同样，是形成碳化物、氮化物、有助于强度的提高的元素，为了得到效果，优选添加0.0001%以上。另一方面，以超过0.050%的量过量添加&以及Ta 时，有时导致低温韧性的降低，因此优选将其上限设定为0. 050%以下。B =B是在钢的晶界偏析而显著有助于淬火性的提高的元素。为了得到该效果，优选添加0. 0001%以上的B。另外，B生成BN，使固溶N降低，因而其是也有助于焊接热影响部的韧性的提高的元素，因此更优选添加0. 0005%以上。另一方面，过量添加B时，向晶界的偏析变得过量，有时导致低温韧性的降低，因此优选使上限为0. 0020%。另外，为了控制氧化物和硫化物等夹杂物，可以含有REM、Mg、Zr、Ta、Y、Hf、Re中的 1种或2种以上。REM :REM是作为脱氧剂以及脱硫剂添加的元素，优选添加0.0001%以上。另一方面，以超过0.010%的量添加时，生成粗大的氧化物，有时HIC性、母材以及HAZ的韧性降低， 优选的上限为0.010%以下。Mg :Mg是作为脱氧剂以及脱硫剂添加的元素，特别是生成微细的氧化物，也有助于HAZ韧性的提高。为了得到该效果，优选添加0. 0001%以上的Mg，更优选添加0. 0005% 以上的Mg。另一方面，在添加超过0. 010%的Mg时，氧化物容易凝聚，粗大化，有时导致HIC 性的劣化、母材以及HAZ的韧性的降低。因此，优选将Mg的量的上限设定为0. 010%以下。Y、Hf、Re :Y、Hf、Re与Ca同样，是生成硫化物、抑制沿轧制方向延长的MnS的生成、 有助于耐HIC性的提高的元素。为了得到这样的效果，优选添加0.0001%以上的￥、肚、彻， 更优选添加0. 0005%以上的Y、Hf、Re。另一方面，Y、Hf、Re的量超过0. 0050%时，氧化物增加，发生凝聚、粗大化时，损害耐HIC性，因此优选将上限设定为0. 0050%以下。另外，本发明中，使最大Mn偏析度、Nb偏析度以及Ti偏析度分别为2. 0以下、4. 0 以下以及4.0以下。通过使最大Mn偏析度为2. 0以下，中心偏析部的硬度上升被抑制，中心偏析部的低温韧性提高。另外，当使Nb偏析度为4.0以下时，聚集的Nb (C，N)的生成被抑制，当使 Ti偏析度为4. 0以下时，聚集的TiN的生成被抑制，均能够防止中心偏析部的低温韧性的劣化。最大Mn偏析度是与钢板以及钢管的除去了中心偏析部后的平均Mn量相对的中心偏析部的最大Mn量，可以通过探头直径为2 μ m的EPMA或CMA来测定钢板以及钢管的Mn 浓度分布而求出。关于Nb偏析度以及Ti偏析度，也同样通过探头直径为2 μ m的EPMA或 CMA来分别测定Nb浓度分布以及Ti浓度分布，求出与钢板以及钢管的除去了中心偏析部后的平均Nb量相对的中心偏析部的平均化后的最大Nb量(Nb偏析度)、与钢板以及钢管的除去了中心偏析部后的平均Ti量相对的中心偏析部的平均化后的最大Ti量(Ti偏析度)。以下对用于抑制最大Mn偏析度、Nb偏析度以及Ti偏析度的方法进行说明。为了抑制MruNb以及Ti的偏析，在连铸中的最终凝固时的轻压下最佳。最终凝固时的轻压下是为了消除由铸造的冷却的不均勻引起的凝固部与未凝固部的混合存在而实施的，由此可以在宽度方向上均勻地最终凝固。“40°面”的{100}的聚集度超过4. 0时，观察到倾斜的整个面脆性断裂，DffTT延性断口率不满足85%，因此将{100}的聚集度设定为4.0以下。连铸中，通常对钢坯进行水冷，宽度方向的端部冷却得快，宽度方向的中央部的冷却被强化。因此，即使在钢坯的宽度方向的端部以及中央部进行凝固，在宽度方向的1/4部处，凝固延迟，在钢坯的内部残存未凝固部。因此，在钢坯的宽度方向上，凝固部和未凝固部不会变均勻，例如有时凝固部与未凝固部的界面的形状在宽度方向上成为W型。在这样的宽度方向上产生不均勻的凝固时，助长了偏析，硬度上升，使低温韧性劣化。与此相对，在连铸中，在进行最终凝固时的轻压下时，未凝固部被按压，可以使其在宽度方向上均勻地凝固。另外，如果在宽度方向上产生不均勻的凝固后施加轻压下，则由于凝固部的变形阻力大，无法有效地按压未凝固部。因此，为了不产生这样的W型的凝固，优选在根据铸坯的最终凝固位置处的中心固相率的宽度方向的分布对轧制量进行控制的同时进行轻压下。由此，在宽度方向上也使中心偏析被抑制，可以进一步缩小最大Mn偏析度、Nb偏析度、Ti偏析度。含有上述的成分的钢经炼钢工序熔炼后，通过连铸形成钢坯，对钢坯进行再加热， 实施厚板轧制，制成钢板。在该情况下，将钢坯的再加热温度设定为1000°c以上，使再结晶温度范围内的压下比为2以上，使未再结晶范围内的压下比为3以上，进行厚板轧制。另夕卜，在轧制结束后进行水冷，但使水冷开始温度从Ar3点以上的温度开始进行，而且优选使水冷停止温度为250 600°C。在水冷停止温度低于250°C的情况下，有时产生裂纹。如果为该温度范围，则得到具有贝氏体和马氏体分率为90%以上的微观组织。另外，可以使平均原奥氏体粒径为10 μ m以下。平均原奥氏体粒径的测定方法是根据ASTM的E112的测定方法。在使再结晶温度范围内的压下比低于2、并且使未再结晶范围内的压下比低于3的情况下进行厚板轧制时， 无法使平均原奥氏体粒径为10 μ m以下。平均的原奥氏体粒径为10 μ m以上时，DWTT延性断口率不能满足85%。因此，使平均原奥氏体粒径为IOym以下。需要说明的是，再结晶温度范围是在轧制后生成再结晶的温度范围，对于本发明的钢的成分来说，大致超过900°C。另一方面，未再结晶温度范围是在轧制后不产生再结晶以及铁素体相变的温度范围，对于本发明的钢的成分来说大致为750 900°C。将再结晶温度范围内的轧制称为再结晶轧制或粗轧制，将未再结晶温度范围内的轧制称为未再结晶轧制或精轧制。在未再结晶轧制后，从Ar3°C以上的温度开始水冷，将水冷停止温度设定为250°C 以上，由此可以使中心偏析的最大硬度为400Hv以下。另外，使水冷停止温度为400°C以上时，同样地相变后的硬质的马氏体的一部分分解，可以将硬度抑制到350Hv以下。另外，水冷停止温度过高时，强度降低，因此需要大量添加合金，因而优选为600°C以下。需要说明的是，硬度测定方法是通过探头直径为2 μ m的EPMA或CMA测定钢板以及钢管的Mn浓度分布的中心偏析部，将对该测定部位用25g的载荷以0. 5mm间距以格子状进行打击时的最高载荷表示为硬度。实施例下面，通过实施例对本发明进行更加详细的说明。将具有表1所示的化学成分的钢进行熔炼，通过连铸得到厚度为MOmm的钢坯。连铸中实施了最终凝固时的轻压下。将所得到的钢坯加热至1050 1250°C，在超过900°C的再结晶温度范围内进行热轧，接着，进行750 900°C的未再结晶温度范围内的热轧。热轧后，在700°C以上开始水冷，在250 5000C的温度下停止水冷。由此，钢坯的微观组织得到贝氏体和马氏体的合计分率为90%以上的组织。然后，将钢板通过C压制、U压制、0压制成形为管状，对端面进行定位焊，从内外面进行主焊接后，扩管后得到钢管。需要说明的是，主焊接采用埋弧焊接。从所得到的钢板以及钢管上采集拉伸试验片、DWTT片、宏观试验片，用于各自试验。DWTT基于API5L3进行。另外，使用宏观试验片，通过EPMA测定Mn、Nb、Ti的偏析度。 通过EPMA测定偏析度，使探头直径为2 μ m，以总厚X 20mm宽的测定面积实施。基于JIS Z 2244测定中心偏析的维氏硬度。维氏硬度的测定是使载荷为25g，对在通过EPMA测定的厚方向的Mn浓度的分布中的Mn浓度最高的部位进行测定。表2中，示出了钢板的板厚、最大Mn偏析度、Nb偏析度、Ti偏析度、中心偏析部的最高硬度、抗拉强度以及通过DWTT求得的延性断口率。另外，表3中，示出了钢管的壁厚、 主焊接的热量输入量、通过DWTT求得的延性断口率。需要说明的是，钢管的最大Mn偏析度、Nb偏析度、Ti偏析度、中心偏析部的最高硬度与钢板同等，钢管的抗拉强度比钢板约大 10%。钢1 22以及32是本发明的例子，这些钢板的最大Mn偏析度为2. 0以下，Nb偏析度为4. 0以下，Ti偏析度为4. 0以下，中心偏析部的最高硬度为400Hv以下，DWTT延性断口率均满足85%以上。以这些钢板作为原材料的钢管也同样。另一方面，钢23 31以及33 35表示在本发明的范围外的比较例。S卩，因为基本成分或者选择元素内的任一种元素在本发明的范围外，或者S/Ca为0. 5以上，因此可知由DWTT引起的延性断口率低于85%。钢33的40°面的{100}的聚集度超过4. 0，延性断口率低于85%。钢34的基本成分的元素在本发明的范围外，并且40°面的{100}的聚集度超过4.0，因此延性断口率低于85%。钢35的Nb的偏析度、Ti的偏析度超过4. 0，并且40°面的{100}的聚集度超过 4. 0，因此延性断口率低于85%。
权利要求
1.一种低温韧性优良的高强度管道用钢板，其特征在于，以质量％计，含有c :0. 03 0. 08%,Si 0. 01 0. 5%,Mn :1. 6 2. 3%,Nb :0. 001 0. 05%,N :0. 0010 0. 0050%, Ca 0. 0001 0. 0050 %,且限制 P 为 0. 015 % 以下，S 为 0. 0020 % 以下，Ti 为 0. 001 0. 030%, Al为0. 030%以下，0为0. 0035%以下，剩余部分包含！^以及不可避免的杂质元素，并且满足S/Ca < 0. 5，还限制最大Mn偏析度为2. 0以下，Nb偏析度为4. 0以下，Ti偏析度为4.0以下，并且将以轧制方向为轴向轧制面倾斜40°的部位处的{100}的聚集度限制为4. 0以下，所述钢板具有600MPa以上的抗拉强度。
2.根据权利要求1所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板，其特征在于，以质量％ 计，还含有 Ni 0. 01 2. 0%、Cu 0. 01 1. 0%、Cr 0. 01 1. 0%、Mo 0. 01 0. 60%, W :0. 01 1. 0 %、V :0. 01 0. 10 %、Zr :0· 0001 0. 050 %、Ta 0. 0001 0. 050 %、B 0. 0001 0. 0020%的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板，其特征在于，以质量％计，还含有 REM :0. 0001 0. 01%, Mg :0. 0001 0. 01%, Y :0. 0001 0. 005%, Hf 0. 0001 0. 005%, Re :0. 0001 0. 005%中的 1 种或 2 种以上。
4.根据权利要求1 3中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板，其中，具有贝氏体+马氏体组织。
5.根据权利要求1 4中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板，其中，平均原奥氏体的平均粒径为 ο μ m以下，且具有贝氏体+马氏体组织。
6.根据权利要求1 5中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板，其中，具有贝氏体+马氏体组织，且铁素体分率低于10%。
7.根据权利要求1 6中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板，其特征在于，中心偏析部的最高硬度为400Hv以下。
8.—种低温韧性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，母材以质量％计含有C: 0. 03 0. 08%, Si 0. 01 0. 5%、Mn :1. 6 2. 3 %、Nb :0. 001 0. 05%, N :0. 0010 0. 0050 %, Ca 0. 0001 0. 0050%,且限制 P 为 0.015% 以下，S 为 0. 002% 以下，Ti 为 0. 030%以下、Al为0. 030%以下，0为0. 0035%以下，剩余部分包含!^e以及不可避免的杂质元素，并且满足S/Ca < 0. 5，还限制最大Mn偏析度为2. 0以下，Nb偏析度为4. 0以下，Ti 偏析度为.0以下，而且将以轧制方向为轴向轧制面倾斜40°的部位处的{100}的聚集度限制为4. 0以下，所述钢管具有600MPa以上的抗拉强度。
9.根据权利要求8所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，所述母材以质量％计还含有 Ni 0. 01 2. 0%、Cu 0. 01 1. 0%、Cr :0. 01 1. 0%、Mo :0. 01 0. 60%、W :0. 01 1. 0%、V :0. 01 0. 10%,Zr :0. 0001 0. 050%,Ta :0. 0001 0. 050%, B 0. 0001 0. 0020%的1种或2种以上。
10.根据权利要求8或9所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管，其特征在于， 所述母材以质量％计还含有REM :0. 0001 0. 01%、Mg :0. 0001 0. 01%、Y :0. 0001 0. 005%, Hf 0. 0001 0. 005%, Re :0. 0001 0. 005%中的 1 种或 2 种以上。
11.根据权利要求8 10中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管，其中，具有贝氏体+马氏体组织。
12.根据权利要求8 11中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管，其中，平均原奥氏体的平均粒径为10 μ m以下，且具有贝氏体+马氏体组织。
13.根据权利要求8 12中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管，其中，具有贝氏体+马氏体组织，且铁素体分率低于10%。
14.根据权利要求8 13中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，中心偏析部的最高硬度为400Hv以下。
全文摘要
本发明提供最适合用于石油、天然气等的输送用管道等所使用的钢管的低温韧性优良的管道用钢板以及管道钢管，其中以质量％计，含有C0.02～0.08％、Si0.01～0.5％、Mn1.2～1.8％、Nb0.001～0.10％、N0.0010～0.0050％、Ca0.0001～0.0050％，且限制P为0.01％以下，S为0.0020％以下，Ti为0.001～0.030％、Al为0.030％以下，O为0.0035％以下，剩余部分包含Fe以及不可避免的杂质元素，并且满足S/Ca＜0.5，还限制最大Mn偏析度为2.0以下，Nb偏析度为4.0以下，Ti偏析度为4.0以下。
文档编号C22C38/14GK102482744SQ20108003994
公开日2012年5月30日 申请日期2010年9月1日 优先权日2009年9月9日
发明者原卓也, 寺田好男, 村木太郎, 藤城泰志, 铃木豪 申请人:新日本制铁株式会社