厚壁高强度耐酸性管线管及其制造方法
【专利摘要】本发明提供适合作为管厚为20mm以上且拉伸强度为560MPa以上的厚壁高强度耐酸性管线管的管线管及其制造方法。该管线管的母材部含有特定量的C、Si、Mn、P、S、Al、Nb、Ca、N、O以及作为选择成分的Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti中的一种或二种以上，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，管厚方向的微观组织在内表面+2mm～外表面+2mm的区域含有90％以上的贝氏体和1％以下的MA，在管厚方向的硬度分布中，除中心偏析部以外的区域的硬度为220Hv10以下，中心偏析部的硬度为250Hv10以下，存在于管厚方向的内表面+1mm～管厚的3/16为止的位置和外表面+1mm～管厚的13/16为止的位置的气泡、夹杂物和夹杂物束的长径为1.5mm以下。将上述组成的CC板坯在特定条件下热轧后，加速冷却、进行再加热。
【专利说明】厚壁高强度耐酸性管线管及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及厚壁（heavy wall)高强度（high-strength)耐酸性管线管（line pipe for sour gas service)及其制造方法，更好地涉及管厚为20mm以上且拉伸强度为 560MPa以上的厚壁高强度耐酸性管线管。
【背景技术】
[0002] 以世界范围的能源需求增大为背景，原油（crude oil)、天然气（natural gas) 的开采量逐年增加，结果高品质的原油、天然气慢慢枯竭，被迫要使用硫化氢（hydrogen sulfide)浓度高的低品质的原油、天然气。
[0003] 对于为了开采这样的原油、天然气而铺设的管线、原油精制工厂的压力容器和 配管而言，为了确保安全性而需要耐酸性能（sour resistant property)、耐HIC性能 (resistance to Hydrogen Induced Cracking)和耐 SSC 性能（resistance to Sulfide Stress Corrosion Cracking))优异的材料。另外，为了满足管线管的长距离化、提高输送 效率，必须应用厚壁、高强度化的钢板和钢管。
[0004] 因此，强度等级为 API (American Petroleum Institute) 5L X60 ?X65、管厚为 20?40mm左右且在NACE - TM0284和NACE - TM0177的A溶液环境中确保有优异的耐酸 性能的厚壁高强度耐酸性管线管的稳定供给成为课题。
[0005] 现在，在耐酸性管线管的稳定供给中，必须使用由连续铸造板述（continuous casting slab)通过 TMCP(Thermo_Mechanical Control Process)制成的厚钢板作为钢管 原材料。在这样的制约下,作为提高耐HIC性能的重要因素，清楚地知道如下因素：l)Mn、P 等中心偏析（center segregation)元素减少、铸造速度降低、由在轻压下的使用所致的中 心偏析硬度减少，2)由S、0减少和Ca的最佳量添加所致的中心偏析中的伸长MnS的产生 抑制、夹杂物集聚带（垂直弯曲型连续铸造机中，板坯表面侧l/4t位置附近）中的Ca束的 生成抑制，3)由TMCP中的加速冷却条件最佳化所致的微观组织的贝氏体单相化、岛状马氏 体（Martensite-Austenite constituent, MA)的产生抑制、中心偏析的固化抑制等，并提出 了专利文献1?25的方案。
[0006] 专利文献1?3中公开了如下技术：通过导入将在中心偏析中浓化的合金元素对 中心偏析硬度造成的影响进行定量化而得的化学成分参数、将中心偏析中的MnS和夹杂物 集聚带的Ca束的生成进行定量化而得的化学成分参数，从而能够以合理的化学成分设计 实现优异的耐HIC性能。
[0007] 专利文献4?7中公开了如下方法：通过测定中心偏析部的Mn浓度、Nb、Ti浓度 并将其浓度控制在一定以下，从而确保优异的耐HIC性能。专利文献8中公开了如下方法： 通过将中心偏析部的未压焊部长度控制在一定以下，从而抑制合金元素向中心偏析部的浓 化及与其相伴的硬度上升，确保优异的耐HIC性能。
[0008] 专利文献9中公开了如下方法：通过规定与在中心偏析中生成的S、N、0结合的夹 杂物、NbTiCN的大小的上限并利用化学成分、板坯加热条件控制在该范围，从而确保优异的 耐HIC性能。专利文献10中公开了如下方法：通过将Nb减少至低于0. 01%，从而抑制成 为中心偏析中的HIC起点的NbCN的产生，由此确保优异的耐HIC性能。
[0009] 专利文献11中公开了如下方法：在厚壁高强度管线管中，通过将板坯再加热时的 加热温度控制成板坯中的NbCN固溶并尽量抑制奥氏体粒子粗大化的条件，从而兼得优异 的DWTT性能和HIC性能。专利文献12和13中公开了如下方法：为了将用于抑制中心偏析 中的MnS生成而添加的Ca的形态控制到最佳，使Ca - Al - 0的组成比最佳化，形成微细 的球状，从而抑制以Ca束、粗大的TiN为起点的HIC产生，确保优异的耐HIC性能。
[0010] 专利文献14中涉及加速冷却开始温度下限的确定，公开了如下方法：通过考虑C/ Mn和未重结晶区域总压下量，从而抑制带状组织的产生，确保优异的耐HIC性能。专利文 献15和16中公开了如下方法：为了抑制与由未重结晶区域轧制所致的结晶粒扁平化相伴 的微观组织的HIC传导停止性能劣化，提高轧制结束温度，从而确保优异的耐HIC性能。
[0011] 专利文献17中公开了如下方法：通过加速冷却最佳化和在线急速加热的应用，形 成微细的析出物分散在铁素体组织中的组织形态，兼得由表层铁素体化产生的表层硬度减 少和由析出强化产生的高强度化，确保优异的耐HIC性能。专利文献18?20中公开了如 下方法：通过用与专利文献17同样的方法使微观组织为贝氏体主体，从而兼得强度和HIC 性能。
[0012] 专利文献22?25中公开了如下方法：通过在加速冷却后，利用被设置成在线的 感应加热装置进行急速加热，从而调整钢板板厚方向的微观组织、硬度分布，确保优异的耐 HIC性能。
[0013] 专利文献22中记载了如下内容：抑制微观组织中的MA的生成且形成均匀的板厚 方向的硬度分布而提高HIC的传导停止性能，专利文献23中记载了如下内容：为了兼得高 强度和耐HIC性，使成分组成形成偏析得到抑制且能够强化析出的体系，形成微观组织内 的硬度差小的铁素体+贝氏体2相组织。
[0014] 专利文献24中记载了如下内容：通过以各合金元素的中心偏析部的浓度降低的 方式调整成分组成，降低中心偏析部的硬度，使钢板表层部的金属组织形成贝氏体或贝氏 体+铁素体的混合组织，并使岛状马氏体的体积分率为2%以下。
[0015] 专利文献25中公开了如下方法：通过规定加速冷却中的板厚中央的冷却速度，在 冷却初期减慢冷却速度，使表层温度降到500°C以下，其后，加快冷却速度，冷却至能够确保 强度的冷却停止温度，从而实现表层硬度的降低和中心偏析部的固化的抑制，确保优异的 耐HIC性能。
[0016] 专利文献
[0017] 专利文献1 :日本特开2009 - 221534号公报
[0018] 专利文献2 :日本特开2010 - 77492号公报
[0019] 专利文献3 :日本特开2009 - 133005号公报
[0020] 专利文献4 :日本特开平6 - 220577号公报
[0021] 专利文献5 :日本特开2003 - 13175号公报
[0022] 专利文献6 :日本特开2010 - 209461号公报
[0023] 专利文献7 :日本特开2011 - 63840号公报
[0024] 专利文献8 :日本特开2010 - 209460号公报
[0025] 专利文献9 :日本特开2006 - 63351号公报
[0026] 专利文献10 :日本特开2011 - 1607号公报
[0027] 专利文献11 :日本特开2010 - 189722号公报
[0028] 专利文献12 :日本特开平10 - 8196号公报
[0029] 专利文献13 :日本特开2009 - 120899号公报
[0030] 专利文献14 :日本特开2010 - 189720号公报
[0031] 专利文献15 :日本特开平9 一 324216号公报
[0032] 专利文献16 :日本特开平9 - 324217号公报
[0033] 专利文献17 :日本特开2003 - 226922号公报
[0034] 专利文献18 :日本特开2004 - 3014号公报
[0035] 专利文献19 :日本特开2004 - 3015号公报
[0036] 专利文献20 :日本特开2005 - 60820号公报
[0037] 专利文献21 :日本特开2005 - 60837号公报
[0038] 专利文献22 :日本特开2008 - 56962号公报
[0039] 专利文献23 :日本特开2008 - 101242号公报
[0040] 专利文献24 :日本特开2009 - 52137号公报
[0041] 专利文献25 :日本特开2000 - 160245号公报
【发明内容】
[0042] 然而，在为厚壁高强度耐酸性管线管的情况下，在UOE(UOE forming)、压弯成型 (press bend forming)等冷加工时受到的形变量大。另外，为了确保强度而添加更多的合 金元素，因此加速冷却中的表层和板厚中心的冷却速度的差别（越是厚壁材料，则差别越 大）导致表层硬度容易上升。因此，在表层附近的HIC的产生尤其成为问题。
[0043] 然而，专利文献1?21中没有记载在厚壁高强度耐酸性管线管的表层产生的HIC 的解决手段。专利文献22?25的目的在于防止从因加速冷却等固化的表层附近产生的 HIC。但是，完全没有研究在中心偏析部与HIC的产生相关的夹杂物在位于表层部附近时的 影响。因此，担心作为在表层附近产生的HIC的抑制方法是不充分的。
[0044] 另外，最近的厚壁高强度耐酸性管线管被制造成低0、极低S钢。但是，没有充分研 究对HIC的影响。
[0045] 因此，本发明的目的在于提供防止从表面附近产生的HIC而具备优异的耐HIC性 能的管厚为20mm以上的厚壁高强度耐酸性管线管及其制造方法。
[0046] 本发明人等为了对被制造成低0、极低S钢的厚壁高强度耐酸性管线管的耐HIC性 能得到见解，以将微观组织制成均匀的贝氏体的管厚为20mm以上的焊接钢管为对象，对在 管厚方向的各位置产生的HIC进行研究，得到以下见解。
[0047] 1.即使是管厚为20mm以上的厚壁的焊接钢管时，为了抑制在中心偏析（center segregation area)产生的HIC，有效的也是使中心偏析硬度为250Hvl0以下，抑制MnS的 生成。
[0048] 2.另外，MnS的产生与下式所示的ACRM的相关性高，通过使ACRM为I. 0以上，能 够抑制在中心偏析中的MnS的生成。
[0049] ACRM = (Ca - (I. 230 - 0. 000365))/(1. 25S),
[0050] 其中，Ca、0、S为含量（质量％ )。
[0051] 3.对于在由垂直弯曲型连续铸造机产生的夹杂物集聚带产生的HIC，如果使ACRM 为4. 0以下，则能够抑制Ca束的生成，也能够抑制HIC的产生。
[0052] 4.表层附近的HIC的产生仅靠表层硬度是无法处理的，在表层附近生成的气泡、 夹杂物的状态造成很大的影响。
[0053] 5.对在表层附近产生的HIC的断面进行了分析，结果发现HIC的起点是以长径计 为200 μ以上的气泡或者CaO束。如果表层附近的硬度超过220Hvl0,则产生以这些气泡、 夹杂物为起点的HIC。另外，如果气泡、夹杂物的长径超过1. 5_，则即便使表层附近硬度为 220Ην10以下，也产生HIC。
[0054] 6.即，为了抑制表层附近HIC，必须采用a.在表层附近抑制长径为200μπι以上的 气泡、夹杂物的产生，b.使表层附近的硬度为220Ην10以下，抑制表层附近的长径为I. 5mm 以上的气泡、夹杂物的产生中的任一方法。
[0055] 7. a的情况下，通过使钢中不残留炼钢工序中的气泡、粗大束而能够实现。但是，为 了不残留粗大束（夹杂物），必须使气泡残留而促进夹杂物浮出。因此，需控制炼钢工序中 的微妙平衡，无法充分确保制造稳定性的可能性非常高。此外，为了可靠地捕捉表层附近的 气泡、以长径计为200 μ m以上的夹杂物，需要采用灵敏度非常高的检查方法，不现实。
[0056] 8. b的情况下，只要在钢板制造工序中降低表层硬度，使造管后的表层附近硬度降 低至220Hvl0以下，就能够抑制HIC的产生，较容易检测I. 5mm以上的气泡、夹杂物。
[0057] 9.就使在API5LX60?X65程度的强度等级的焊接钢管中表层硬度为220Hvl0以 下而言，在T/D (T为管厚，D为钢管直径）为0. 02以上时，通过使该焊接钢管的表层+Imm (表 层下Imm的位置）的700 - 600°C的冷却速度为200°C /s以下，并且将表层再加热至525°C 以上而能够实现。应予说明，在厚壁材料的情况下，表层下的HIC成为问题，在管厚低于 20mm时，不存在问题，因此本发明以管厚为20mm以上，尤其是为25mm以上为对象。
[0058] 另外，管厚越厚，外径越小，则由造管产生的形变越大，表层附近的HIC越容易产 生。如果T/D超过0. 045,则因由表层附近的形变所致的HIC性能劣化和硬度上升，导致无 法防止表层附近的HIC。因此，以T/D为0. 045以下的钢管为对象。
[0059] 本发明是对所得到的见解加以进一步研究而作出的，S卩，本发明如下所述：
[0060] (1) 一种厚壁高强度耐酸性管线管，其特征在于，钢管母材部的化学成分以质 量％计含有 C :0· 020 ?0· 060%、Si :0· 50% 以下、Mn :0· 80 ?L 50%、P :0· 008% 以下、 S :0· 0015 % 以下、Al :0· 080 % 以下、Nb :0· 005 ?0· 050 %、Ca :0· 0010 ?0· 0040 %、N : 0. 0080%以下、0 :0. 0030%以下，由式（1)得到的Ceq为0. 320以上，由式（2)得到的PHIC 为0. 960以下，由式（3)得到的ACRM为1. 00?4. 00,由式⑷得到的PCA为4. 00以下，剩 余部分为Fe和不可避免的杂质，
[0061] 管厚方向的微观组织在内表面+2mm?外表面+2mm的区域含有90 %以上的贝氏体 和1 %以下的岛状马氏体，
[0062] 在管厚方向的硬度分布中，除中心偏析部以外的区域的硬度为220Hvl0以下，中 心偏析部的硬度为250Hvl0以下，
[0063] 存在于管厚方向的内表面+Imm?管厚（T)的3/16为止的位置和外表面+Imm? 管厚（T)的13/16为止的位置的气泡、夹杂物和夹杂物束的长径为I. 5mm以下。
[0064] Ceq = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 · · ·式（1)
[0065] PHIC = 4. 46C+2. 37Mn/6+(l. 74Cu+l. 7Ni)/5+(l. 18Cr+l. 95Mo+l. 74V)/15+22. 36 P · · ·式⑵
[0066] ACRM = (Ca - (I. 230 - 0· 000365)V(1. 25S) · · ·式（3)
[0067] PCA = lOOOOCaS0.28 · · ·式（4)
[0068] 式（I)?（4)中，各合金元素表示化学成分中的含量（质量％ )。
[0069] (2)根据（1)所述的厚壁高强度耐酸性管线管，其特征在于，钢管母材部的化学成 分以质量％计进一步含有Cu :0.50%以下、Ni :1. 00%以下、Cr :0.50%以下、Mo :0.50%以 下、V :0. 100%以下、Ti :0.030%以下中的1种或2种以上。
[0070] (3)根据（1)或（2)所述的厚壁高强度耐酸性管线管，其特征在于，管厚为20_以 上，T/D为0. 045以下（T为管厚（mm)，D为管径（mm))。
[0071] (4) 一种厚壁高强度耐酸性管线管的制造方法，其特征在于，将具有（1)或（2)所 述的化学成分的连续铸造板坯再加热至1000?1150°c，以在未重结晶区域的总压下率为 40?90%的方式进行热轧后，以表层温度从Ar3 - t°C以上（t为板厚（mm))冷却到200? 400°C且700°C?600°C的平均冷却速度沿板厚方向在表层+Imm?板厚的3/16位置和背层 +Imm?板厚的13/16位置为200°C /s以下、在板厚中心为20°C /s以上的方式进行加速冷 却后，立即实施使表层温度成为525°C以上、板厚中心温度成为400?500°C的再加热，然后 利用冷加工，弯曲加工成管状，将两端部的对接部焊接而制成焊接钢管。
[0072] (5)根据（4)所述的厚壁高强度耐酸性管线管的制造方法，其特征在于，在热轧 后、加速冷却前进行在钢板表面的喷射流冲击压力为IMPa以上的除垢。
[0073] (6)根据（4)或（5)所述的厚壁高强度耐酸性管线管的制造方法，其特征在于，管 厚为20mm以上，T/D为0. 045以下（T为管厚（mm)，D为管径（mm))。
[0074] (7) -种厚壁高强度耐酸性管线管的耐HIC性能的判定方法，其特征在于，用 (4)?（6)中任一项所述的制造方法制成焊接钢管后，从钢管母材切出样品，在管周向和 管长边方向对200mm 2以上的管厚方向的内表面+Imm?管厚的3/16为止的位置和外表面 +Imm?管厚的13/16为止的位置使用20MHz以上的探头进行超声波探伤，确认有无 I. 5mm 以上的指示。
[0075] 根据本发明，可得到在管厚方向的各位置具有优异的耐HIC性能的管厚为20mm以 上的厚壁高强度耐酸性管线管及其制造条件，在产业上极其有效。
【具体实施方式】
[0076] 对本发明的厚壁高强度耐酸性管线管的钢管母材部的化学成分、微观组织、硬度 分布进行说明。
[0077][化学成分]以下的说明中％表示为质量％。
[0078] C :0· 020 ?0· 060%
[0079] C由于是在中心偏析中浓化、进而助长其它元素向中心偏析进行偏析的元素，所以 从确保HIC性能的观点考虑，最好减少C，限制在0. 060%以下。另一方面，由于是价格低 廉且对高强度化有效的元素，所以从确保母材强度的观点考虑，含有0.020%以上。优选为 0. 025 ?0. 055%。
[0080] Si :0.50 % 以下
[0081] Si是用于脱氧的元素，是为了减少夹杂物、有助于高强度化而含有的。如果含有 的Si超过0. 50%，则HAZ韧性明显劣化，焊接性也劣化，因此将上限设为0. 50%。更优选 为0. 40%以下，进一步优选为0. 05?0. 40%。
[0082] Mn :0· 80 ?1. 50%
[0083] Mn由于在中心偏析中显著浓化而提高中心偏析区的硬度，所以从确保HIC性能的 观点考虑，优选减少Μη。如果Mn超过1. 50%，则即使进行其它合金元素的调整，中心偏析 区的硬度也会增大而无法确保HIC性能，因此将上限设为1.50%。另一方面，Mn价格低廉 且有助于高强度化，抑制冷却中的铁素体的生成。为了得到该效果，需添加0.80%以上。更 优选为1. 〇〇?1. 50%。
[0084] P :0.008% 以下
[0085] P由于在中心偏析中显著浓化而显著增加中心偏析区的硬度，所以尽量减少P。然 而，P的减少导致炼钢成本的增大，因此允许达到〇. 008%。更优选为0. 006%以下。
[0086] S :0.0015% 以下
[0087] S由于在中心偏析中显著浓化并在中心偏析部形成MnS而使HIC性能明显劣化， 所以尽量减少S。然而，S的减少导致炼钢成本的增大，因此允许达到0.0015%。更优选为 0. 008% 以下。
[0088] Al :0.080 % 以下
[0089] Al是为了通过脱氧来减少夹杂物而必需的元素。另一方面，如果含有的Al超过 0. 08%，则产生HAZ韧性劣化、焊接性降低，进而连续铸造时浸渍喷嘴发生氧化铝堵塞等问 题，因此将上限设为0.08%。更优选为0.05%以下。
[0090] Nb :0· 005 ?0· 050%
[0091] Nb如果以固溶Nb的形式存在，则扩大控制轧制时的未重结晶区域，有助于确保母 材的韧性。为了得到该效果，至少需添加0.005%以上。另一方面，Nb由于在中心偏析中浓 化，凝固时析出粗大的NbCN或NbTiCN结晶而成为HIC的起点，使HIC性能劣化，因此将上 限设为0.05%。更优选为0.010?0.040%。
[0092] Ca :0· 0010 ?0· 0040%
[0093] Ca抑制在中心偏析中生成的MnS的生成，提高HIC性能。为了得到该效果，至少 需要0. 0010%。另一方面，如果过量添加 Ca,则CaO束在表层附近、夹杂物集聚带生成，使 HIC性能劣化，因此将上限设为0. 0040%。
[0094] N :0.0080% 以下
[0095] N是不可避免的杂质元素。只要含有0. 0080%以下，就不会使母材韧性、HIC性能 劣化，因此将上限设为0. 0080%。
[0096] 0:0.0030% 以下
[0097] 0是不可避免的杂质元素，A1203、CaO的生成量增加会导致在表层下、夹杂物集聚 带的HIC性能劣化，因此优选减少0。但是，0的减少导致炼钢成本的增加，因此允许达到 0.0030%。更优选为0.0020%以下。
[0098] Ceq(%):0· 320 以上
[0099] Ceq(% )是表示为了确保厚壁高强度耐酸性管线管的母材强度而必需的合金元 素量的指标，设为0.320以上。关于上限，没有特别规定，从焊接性的观点考虑，优选为 0.400以下。Ceq(% )由下式求出。
[0100] Ceq(% ) = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5
[0101] 各合金兀素表不化学成分中的含量（质量％ )。
[0102] PHIC(%):0· 960 以下
[0103] PHIC(% )是表示中心偏析的固化度的参数，该值越大，则中心偏析的硬度越大， 助长在管厚中心的HIC的产生。只要PHIC(% )为0. 960以下，就能够使中心偏析的硬度 为250Hvl0以下，能够确保优异的HIC性能，因此将上限设为0. 960。更优选为0. 940以下。 PHIC(% )由下式求出。
[0104] PHIC(% ) = 4. 46C+2. 37Mn/6+(l. 74Cu+l. 7Ni)/5+(l. 18Cr+l. 95Mo+l. 74V)/15+2 2. 36P
[0105] 各合金兀素表不化学成分中的含量（质量％ )。
[0106] ACRM(% ) :1. 00 ?4. 00
[0107] ACRM(% )是对由Ca产生的MnS形态控制效果进行定量化的指标。如果ACRM(% ) 成为1. 00以上，则在中心偏析的MnS的生成被抑制而抑制在管厚中心的HIC的产生。另一 方面，如果ACRM(% )超过4. 00,则容易生成CaO束，容易产生HIC，因此将上限设为4. 00。 更优选为1.00?3.50。ACRM(%)由下式求出。
[0108] ACRM(% ) = (Ca - (1. 230 - 0. 000365))/(1. 25S)
[0109] 各合金兀素表不化学成分中的含量（质量％ )。
[0110] PCA(% ) :4. 00 以下
[0111] ?04(%)是表示由0&产生的0&0束产生极限的指标。如果？04(%)超过4.00， 则容易生成CaO束，在表层附近、夹杂物集聚带的HIC容易产生，因此将上限设为4.00。 PCA(% )由下式求出。
[0112] PCA(% ) = lOOOOCaS0·28
[0113] 各合金兀素表不化学成分中的含量（质量％ )。
[0114] 以上是本发明的厚壁高强度耐酸性管线管的基本成分组成，剩余部分为Fe和不 可避免的杂质。本发明中，从进一步提高母材强度和HAZ韧性的观点考虑，可以含有1种以 上的以下合金元素。
[0115] Cu :0.50 % 以下
[0116] Cu是有助于母材的高强度化的元素，由于也是在中心偏析中浓化的元素，所以应 当控制其过度含有。另外，如果含有的Cu超过0. 50%，则导致焊接性和HAZ韧性劣化，因此 含有时，将上限设为0.50%。
[0117] Ni :1.00% 以下
[0118] Ni是有助于母材的高强度化的元素，也是在中心偏析中浓化的元素，所以应当控 制其过度含有。另外，如果含有的Ni超过1. 00%，则导致焊接性劣化，另外是高价的元素， 所以含有时，将上限设为1.00%。
[0119] Cr :0.50 % 以下
[0120] Cr是有助于母材的高强度化的元素，也是在中心偏析区浓化的元素所以要控制其 过量的含有。另外，如果含有Cr超过0. 50%，则导致焊接性和HAZ韧性劣化，因此含有时， 将上限设为0. 50%。
[0121] Mo :0.50 % 以下
[0122] Mo是有助于母材的高强度化的元素，也是在中心偏析中浓化的元素，所以应当控 制其过度含有。另外，如果含有的Mo超过0. 50%，则导致焊接性和HAZ韧性劣化，因此含有 时，将上限设为0. 50%。
[0123] V :0.100% 以下
[0124] V是有助于母材的高强度化的元素，也是在中心偏析中浓化的元素，所以应当控制 其过度含有。另外，如果含有的V超过0. 100%，则导致焊接性和HAZ韧性劣化，因此含有 时，将上限设为0. 100%。
[0125] Ti :0.030% 以下
[0126] Ti通过形成TiN而减少固溶N，不仅抑制母材韧性劣化，还具有提高HAZ韧性的效 果。另一方面，如果过量含有Ti,则在中心偏析中助长NbTiCN的产生，容易产生HIC，因此 含有时，将上限设为〇. 030%。
[0127] [微观组织]
[0128] 说明中，％表示面积分率。钢管母材部的微观组织中，使在管厚方向至少内表面 +2mm?外表面+2mm的位置的微观组织为90%以上的贝氏体。内表面为钢管内侧的表面， 外表面为钢管外侧的表面。
[0129] 从防止HIC产生的观点考虑，优选钢管母材部的组织成为单相组织。另外，为了得 到作为厚壁高强度耐酸性管线管所希望的强度，需要为贝氏体组织，因此为贝氏体单相组 织。
[0130] 贝氏体的组织分率（面积率）优选为100%，但是即使含有低于10%的其它组织， 也不会对防止HIC的产生造成影响，因此设为90%以上。更优选为95%以上。
[0131] 其它组织是铁素体、渗碳体和岛状马氏体（有时称为MA)中的一种或二种以上，由 于岛状马氏体成为HIC的传导路径，所以会使HIC性能劣化。如果使岛状马氏体为1 %以 下，则对HIC性能的影响度变小，因此将上限设为1%。更优选为0.5%。
[0132] [硬度分布]
[0133] 在管厚方向的硬度分布中，除中心偏析部以外的区域的硬度为220Hvl0以下，中 心偏析部的硬度为250Hvl0以下。
[0134] 厚壁高强度管线管中，表层附近的HIC成为问题，因此优选表层硬度低。只要在 表层附近的夹杂物、气泡的最大直径为I. 5mm以下，就能够通过使表层附近的硬度成为 220Hvl0以下，更优选成为210Hvl0以下而抑制表层附近的HIC的产生。
[0135] 另外，只要为上述成分组成的钢，在中心偏析部的硬度为250HV10以下时，就能够 抑制中心偏析部的HIC的产生，因此将上限设为250Hvl0。
[0136] [表层附近的气泡、夹杂物]
[0137] 存在于管厚方向的内表面+Imm?管厚（T)为止的3/16的位置和外表面+Imm? 管厚（T)的13/16为止的位置的气泡、夹杂物和夹杂物束的长径为I. 5_以下。
[0138] 表层附近的HIC是由于气泡、夹杂物和夹杂物束（CaO束）中的一种或二种以上存 在而产生的。使表层附近的硬度减少至220Hvl0以下，更优选减少至210Hvl0以下时，CaO 束、气泡的大小以它们的长径尺寸计为I. 5mm以下的情况下，不会使HIC性能劣化。应予说 明，作为夹杂物的测定方法，可以利用对表层附近的截面进行显微镜观察的方法、通过非破 坏检查进行的方法中的任一种方法。但是，由于有时需要对大体积进行测定，所以优选超声 波探伤等通过非破坏检查进行的方法。
[0139] 进行超声波探伤时，对于从钢管母材部切出的样品，使测定位置为与表层附近的 HIC产生位置相同的位置，在管周向和管长边方向对以面积计至少200mm2以上的区域使用 20MHz以上的探头进行超声波探伤，确认没有I. 5mm以上的指示。在此，与HIC产生位置相 同的位置是管厚方向的内表面+Imm?管厚（T)的3/16为止的位置和外表面+Imm?管厚 (T)的13/16为止的位置。
[0140] 为了检测I. 5mm以上的夹杂物，需要使用20MHz以上的探头。预先对开有I. 5mm 的空孔且与从钢管母材切出的样品相同板厚的虚拟材料进行探伤。其后，对从钢管母材切 出的样品进行探伤，其反射回波比用虚拟材料检测出的回波高时，判定为存在I. 5mm以上 的夹杂物。
[0141] [钢管母材的制造方法]
[0142] 对本发明的厚壁高强度耐酸性管线管的较佳的制造方法进行说明。
[0143] 板述加热温度（slab heating temperature) :1000 ?115CTC
[0144] 板坯加热温度越高，则强度越大，但韧性劣化，因此需要根据所希望的强度、韧性 而设定成最佳的范围。如果板坯加热温度低于1000°C，则无法确保固溶Nb,母材的强度、韧 性均劣化，因此将下限设为l〇〇〇°C。另一方面，如果超过1150°C，则在中心偏析中生成的粗 大的NbCN进一步凝聚粗大化而容易产生HIC，因此将上限设为1150°C。
[0145] 未重结晶区域的总压下率：40?90%
[0146] 未重结晶区域的轧制具有使微观组织扁平化、提高母材韧性的效果。为了得到该 效果，需要40%以上的压下，因此将下限设为40%。另一方面，如果压下超过90%，则由于 母材韧性的提高效果已经饱和而无法获得更大效果，并且使停止HIC传导的性能劣化，因 此将上限设为90%。更优选为60?85%。
[0147] 加速冷却（accelerated cooling)开始温度（starting temperature):按钢板的 表层温度算为Ar3 - t°C以上（t为板厚（mm))
[0148] 为了为均匀的贝氏体组织，使加速冷却开始温度为Ar3 - t°C以上（t为板厚 (mm))，更优选为Ar3 - t/2°C以上（t为板厚（mm))。
[0149] 加速冷却停止温度（stopping temperature):按钢板的表层温度算为350? 550 0C
[0150] 加速冷却的停止温度越低，则越能够变得高强度。另一方面，如果冷却停止温度低 于350°C，则贝氏体的板条间相变成MA。此外，中心偏析部发生马氏体相变而导致容易产生 HIC。另外，如果超过550°C，则未相变奥氏体的一部分相变成MA，容易产生HIC，因此将上限 设为550°C。
[0151] 加速冷却的平均冷却速度：在表层附近为200°C /s以下，在板厚中心为20°C /s以 上
[0152] 如果表层附近的加速冷却的冷却速度快，则表层硬度增加而容易产生HIC。为了使 造管后的表层硬度为220Hvl0以下，需要使表层附近的冷却速度为200°C /s以下，因此将上 限设为200°C /s。表层附近是板厚方向的内表面+Imm?板厚（t)的3/16为止的位置和外 表面+Imm?板厚（t)的13/16为止的位置。表层附近的加速冷却的冷却速度是由表层温 度通过导热计算求出上述表层附近的温度来规定的。应予说明，表层温度是指在钢板表面 的温度。
[0153] 另外，板厚中心的冷却速度越快，则母材越变得高强度。为了得到厚壁材料所希望 的强度，使板厚中心的冷却速度为20°C /s以上。
[0154] 表层残留有厚的垢（scale)时，有时表层附近的冷却速度局部过快。为了稳定地 减少表层硬度，优选在即将加速冷却之前进行喷射流冲击压力为IMPa以上的除垢来剥离 垢。
[0155] 加速冷却后的再加热：在表层为525°C以上，在板厚中心部为400?500°C
[0156] 为了减少表层硬度、岛状马氏体，在加速冷却后立即实施再加热。从减少硬度的观 点考虑，优选表层温度更高。但是，在本发明的加速冷却的范围内，只要加热到525°C以上， 就能得到所希望的硬度，所以将下限设为525°C。对于板厚中心部，为了分解由加速冷却产 生的MA，需要加热到400°C以上。另一方面，从确保强度、DWTT性能的观点考虑，上限设为 500。。。
[0157] 满足上述成分组成和制造方法时，能够满足作为管线管材料而必需的强度和DWTT 特性，同时具备优异的耐HIC性能。
[0158] 实施例
[0159] 利用连续铸造法将表1所示的化学成分的钢制成板坯，按照表2所示的条件将板 坯再加热，进行热轧、加速冷却后，再加热。将制得的厚钢板利用UOE成型来造管（0压制压 缩率=0.25 %，扩管率=0.95% )，制成焊接钢管。应予说明，加速冷却的板厚中心的冷却 速度和加速冷却后的再加热时的板厚中心部的温度是由板表面的温度（表层温度）通过热 传导计算求得的。
[0160] 钢管母材部的微观组织的贝氏体分率是如下得到的，即，对于内表面+2mm位置、 外表面+2_位置、管厚中央用硝酸乙醇腐蚀而制作样品，通过用光学显微镜观察来进行测 定，采用3个位置中贝氏体分率最低的位置的值。岛状马氏体分率是如下得到的，S卩，对于 内表面+2mm位置、外表面+2mm位置、管厚中央进行两步蚀刻而制作样品，拍摄2000倍的 SEM照片，利用图像解析来求出面积分率，导出3个位置中的最大面积率。
[0161] 钢管的中心偏析部以外的硬度利用载荷IOkg的维氏硬度试验机从内面+Imm向外 面+Imm以Imm间距进行测定，采用其最大值。中心偏析部的硬度利用载荷50g的微型维氏 硬度试验机测定20个点的中心偏析部的硬度，采用其最大值。
[0162] 表层附近的气泡和夹杂物是利用C扫描仪（探头为25MHz)测定的。测定方法如 下：从钢管内表面切出5个IOmm厚且沿长边方向为100mm、沿管周向为20mm的矩形样品，并 以内表面侧成为底面的方式设置，将内表面+Imm?3/16T的位置设定成探伤闸门而进行探 伤。此时，预先对具有与样品相同的板厚且开有I. 5mm直径的空孔的虚拟材料进行探伤，以 由空孔产生的指示成为100%的灵敏度的方式设定。按照相同的条件，对样品也进行测定， 将出现超过100%的指示的情况判断为存在I. 5_以上的夹杂物或空孔。
[0163] 钢管的强度是用从管周向采集的API总厚拉伸试验片评价的，将拉伸强度达到 560MPa的情况评价为合格。DWTT试验（drop weight tear test)在(TC以各2根钢管进 行，将其剪切破裂面率的平均值成为85%以上的情况评价为合格。另外，HIC试验中，针对 NACE TM0284 - 2003的溶液A，以各3根钢管实施，将钢管的CLR评价中最大值为10%以下 的情况评价为合格（优异的耐HIC性能）。
[0164] 表3中示出所得到的焊接钢管的微观组织观察结果、超声波探伤结果、材料试验 结果。确认了本发明范围内的焊接钢管均满足作为管线管所需的强度、DWTT性能，同时具 备优异的耐HIC性能。另一方面，成分组成和/或制造条件在本发明范围外的焊接钢管中， 微观组织的贝氏体分率、M分率或者硬度分布在本发明范围外的焊接钢管在HIC试验中的 CLR评价与本发明例相比较差。
[0165] 微观组织的贝氏体分率、MA分率或硬度分布在本发明范围内而制造条件在本发明 范围外的焊接钢管在HIC试验中的CLR评价与本发明例同等，但拉伸强度或DWTT性能差 (钢管 No. 12、14、15、16)。
[0166] 表 1
[0167]
[0168] 表 2
[0169]
【权利要求】
1. 一种厚壁高强度耐酸性管线管，其特征在于，钢管母材部的化学成分以质量％计含 有 C :0? 020 ?0? 060%、Si :0? 50% 以下、Mn :0? 80 ?1. 50%、P :0? 008% 以下、S :0? 0015% 以下、A1 :0? 080% 以下、Nb :0? 005 ?0? 050%、Ca :0? 0010 ?0? 0040%、N :0? 0080% 以下、 0 :0. 0030%以下，由式（1)得到的Ceq为0. 320以上，由式（2)得到的PHIC为0. 960以下， 由式⑶得到的ACRM为1. 00?4. 00,由式⑷得到的PCA为4. 00以下，剩余部分为Fe和 不可避免的杂质， 管厚方向的微观组织在内表面+2mm?外表面+2mm的区域含有90%以上的贝氏体和 1 %以下的岛状马氏体， 在管厚方向的硬度分布中，除中心偏析部以外的区域的硬度为220Hvl0以下，中心偏 析部的硬度为250Hvl0以下， 存在于管厚方向的内表面+lmm?管厚的3/16为止的位置和外表面+lmm?管厚的 13/16为止的位置的气泡、夹杂物和夹杂物束的长径为1. 5_以下， Ceq = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 ? --式（1) PHIC = 4. 46C+2. 37Mn/6+(l. 74Cu+l. 7Ni)/5+(1. 18Cr+l. 95Mo+l. 74V)/15+22. 36P --? 式⑵ ACRM = (Ca - (1. 230 - 0? 000365)V(1. 25S) ? ? ?式（3) PCA = lOOOOCaS0.28 ? --式（4) 式（1)?（4)中，各合金元素表示在化学成分中的含量，单位是质量％。
2. 根据权利要求1所述的厚壁高强度耐酸性管线管，其特征在于，钢管母材部的化学 成分以质量％计进一步含有Cu :0.50%以下、Ni :1. 00%以下、Cr :0.50%以下、Mo :0.50% 以下、V:0. 100%以下、Ti :0.030%以下中的1种或2种以上。
3. 根据权利要求1或2所述的厚壁高强度耐酸性管线管，其特征在于，管厚为20mm以 上，T/D为0? 045以下，其中，T为管厚，单位是mm，D为管径，单位是mm。
4. 一种厚壁高强度耐酸性管线管的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或2所 述的化学成分的连续铸造板坯再加热至1000?1150°C，以在未重结晶区域的总压下率为 40?90%的方式进行热轧后，以表层温度从Ar3 - t°C以上冷却到200?400°C且700°C? 600°C的平均冷却速度沿板厚方向在表层+lmm?板厚的3/16位置和背层+lmm?板厚的 13/16位置为200°C /s以下、在板厚中心为20°C /s以上的方式，进行加速冷却后，立即实施 使表层温度为525°C以上且板厚中心温度为400?500°C的再加热，然后利用冷加工弯曲加 工成管状，将两端部的对接部焊接而制成焊接钢管，其中，所述t为板厚，单位是mm。
5. 根据权利要求4所述的厚壁高强度耐酸性管线管的制造方法，其特征在于，在热轧 后、加速冷却前进行在钢板表面的喷射流冲击压力为IMPa以上的除垢。
6. 根据权利要求4或5所述的厚壁高强度耐酸性管线管的制造方法，其特征在于，管厚 为20mm以上，T/D为0? 045以下，其中，T为管厚，单位是mm，D为管径，单位是mm。
7. -种厚壁高强度耐酸性管线管的耐HIC性能的判定方法，其特征在于，用权利要求 4?6中任一项所述的制造方法制成焊接钢管后，从钢管母材切出样品，在管周向和管长边 方向，对200mm2以上且管厚方向的内表面+lmm?管厚的3/16为止的位置和外表面+lmm? 管厚的13/16为止的位置使用20MHz以上的探头进行超声波探伤，确认有无1. 5mm以上的 指示。
【文档编号】C22C38/12GK104364406SQ201380030841
【公开日】2015年2月18日 申请日期:2013年3月29日 优先权日:2012年6月18日
【发明者】谷泽彰彦, 仲道治郎, 川中彻, 内富则明, 尾关孝文 申请人:杰富意钢铁株式会社