专利名称：耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度钢管及其制造方法
技术领域：
本发明涉及具有API (美国石油学会，American Petroleum hstitute)XlOO级的强度的高强度钢管(high strength steel pipe)，特别涉及板厚为约20mm 约40mm、 且适于在地形变(ground deformation)激烈的地震带(seismic region)、多年冻土带 (permafrost region)使用的天然气(natural gas)及原油(crude oil)的输送用钢管的、 耐屈曲性(buckling resistance)及焊接热景i响部(welded heat affected zone)的韧性 (toughness)优良的高强度钢管。另外，本发明涉及的高强度钢管除了包括满足APIX100级的所有标准的钢管之外，还包括具有APIX100级的拉伸强度、且将其他一部分特性调整到 API标准范围外的钢管。
背景技术：
近年来，作为天然气、原油的输送用途使用的焊接钢管，课题在于利用高压化提高输送效率(transport efficiency)、以及利用薄壁化提高现场焊接(on-site welding)的施工效率，随着钢管逐年高强度化，厚壁化也不断发展。此外，为了将钢管的使用环境扩大到寒冷且地形变带，焊接部的低温韧性 (low-temperature toughness)和耐屈曲性的提高也成为了课题，期望开发出解决这些课题的厚壁的X100级钢管。就用于X100级钢管的高强度钢板的成分设计来说，在确保强度/韧性方面，添加 B是有效的，但在钢管的情况下，满足冷裂纹敏感性(cold cracking susceptibility)等焊接性也很重要，以往，就XlOO级钢管的成分设计来说，为了防止低热输入焊接(low heat input welding)形成的连接钢管之间的环形焊接部(circumferential weld zone)的冷裂纹(cold cracking)，以不向母材钢板中添加淬透性(hardenability)高的硼(B)的成分设计(chemical composition design)为基本(例如非专禾丨J文献1、2)。但是，也有报道称，随着钢板的强度增高，通过根据缝焊接部(seam weld zone)的焊接热输入(welding heat input)添加B，能够得到优良的缝焊接热影响部韧性(例如非专利文献3)，专利文献1中也表明，在钢管的缝焊接部中，由于焊接金属(weld metal)中含有的B向母材的扩散，提高了熔合线(fusion line)附近的缝焊接热影响部的韧性。另一方面，在B添加系高强度钢的焊接热影响部中，即使在稍稍远离熔合线的原奥氏体粒径(prior austenite grain size)小至150 μ m以下的情况下，也存在以含有大量对韧性有害的岛状马氏体(也称为MA :Martensite-Austenite Constituent)的上贝氏体组织(upper bainite structure)为主体从而韧性降低的情况，就高强度钢而言，很难说充分了解了 B添加对焊接热影响部的韧性的影响。就管厚大于20mm的厚壁的X100级钢管的成分设计而言，为了在确保强度/韧性/ 变形性能、环形焊接性的同时，确保缝焊接部优良的焊接热影响部的低温韧性，也对B添加对焊接热影响部的组织的影响进行了各种研究。
专利文献2 5涉及高强度焊接钢管及其制造方法，均记载了在向母材成分中添加B时，考虑焊接热影响部的韧性而添加适当量的情况。进而，在专利文献4、5中提出了在使母材的合金量适当时，根据是否添加B而分别使用不同的参数式(parameter formula) 0专利文献1 日本特开2006-3^523号公报专利文献2 日本特开2008-56961号公报专利文献3 日本特开2004-131799号公报专利文献4 日本特开2003-306749号公报专利文献5 日本特开2003-293078号公报非专利文献1 =NKK 技报 No. 138 (1992)，pp24-31非专利文献2:NKK Technical Review No. 66(1992)非专利文献3 焊接学会志No. 50(1981)
发明内容
近年来，对于APIX100级的高强度焊接钢管，有时要求耐屈曲性，但在专利文献 2 5中并未对该点进行充分的研究。例如，专利文献2中，虽然公开了焊接热影响部的韧性改善技术，但并未对母材的变形性进行研究。专利文献3以X80级作为对象，与本发明作为对象的强度水平不同。专利文献4及 5中，虽然规定了母材部的管轴方向(pipe axis direction)的拉伸试验(tensile test) 中的均勻延伸率(uniform elongation)，但如后所述为了提高耐屈曲性，控制降低0. 5%屈服强度(proof strength)相对于拉伸强度的比例(屈服比(TR=Yield ratio))很重要，但关于此并未进行研究。另一方面，如用于管线钢管的UOE钢管、ERW钢管那样的焊接钢管，对钢板进行冷成形，焊接对接部后，从通常的防腐蚀等观点出发，对钢管外表面实施涂敷处理，因此制管时的加工应变和涂敷处理时的加热导致产生应变时效，0. 5%屈服强度升高，出现涂敷处理后的钢管的屈服比变得比钢板的屈服比大的问题。但是，专利文献1 5中所述的技术并未解决该问题。因此，需要涂敷处理后仍具有低屈服比，结果具有高耐屈曲性的高强度焊接钢管。本发明的目的在于，阐明以用于APIX100级的厚壁钢管的母材钢板作为对象，添加B对焊接性(weldability)、焊接热影响部的韧性的影响，并且，提供一种-30°C下的焊接接头部的夏比吸收能(charpy absorbed energy)为100J以上的APIX100级、耐屈曲特性、 焊接热影响部的韧性优良的管厚20mm以上的低温用高强度钢管，同时其还具有如下母材性能拉伸强度为760MPa以上且930MPa以下，具有5%以上的均勻延伸率，并且0. 5%屈服强度相对于拉伸强度的比例(屈服比(YR =Yield ratio))为85%以下。此外，本发明的目的还在于，提供一种考虑到涂敷处理后的耐屈曲性，涂敷处理后的钢管中仍具有上述同等强度特性及变形性能的高强度焊接钢管。本发明人等为了开发出耐屈曲性及焊接热影响部靭性优良、且管厚20mm以上的低温用高强度钢管，进行了深入研究，得到以下见解。1.钢管的缝焊接部的焊接热影响部(HAZ=Heat Affected Zone)中，靭性最低的部位(称为局部脆性区LBZ =Local Brittle hne)，外表面侧为接头附近的HAZ粗晶(以下称为CGHAZ(Coarse-grain HAZ))组织，内表面侧的Root部为内表面的CGHAZ组织再加热至两相区(Ac1-Ac3 点)的 ICCGHAZ (Inter-critically Coarse-grain HAZ)组织，均成为 HAZ粗晶区(熔合线附近且原奥氏体粒径为50 μ m以上的区域foarse-grainHAZ、CGHAZ) 的起因。另外，Root部是指内表面焊接金属与外表面焊接金属相交的结合部附近。2.通过调节母材的PeM值和焊接后的冷却中Y (austenite)-a (ferrite)相变的800°C 500°C的温度范围的冷却速度(cooling rate)，使外表面侧、内表面侧的CGHAZ 的显微组织均为，下贝氏体组织(lower bainite structure)、或以大量含有硬质相(hard phaSe)MA的上贝氏体、强度高的马氏体(martensite)在一定的面积比率以下的下贝氏体为主体的组织，因此韧性提高。特别是，以面积比率(area fraction)计，确保下贝氏体至少在50%以上的组织时，韧性提高，而且-30°C下的夏比吸收能大幅提高。3.为了得到上述显微组织(microstructure)的CGHAZ组织，向母材中添加硼⑶ 最有效，在焊接热输入为80kJ/cm以下(800-500°C的冷却速度相当于4°C/秒以上)时，在能够确保APIX100级的母材强度的Pqi为0. 19 0. 25%的成分组成中，优选的B添加量的范围为5 15ppm。4.在使耐屈曲性提高的情况下，必须提高屈曲开始时的弯曲受压侧(flexural compression side)的受压屈曲(compressive buckling)的极限应变(limit strain)禾口弯曲拉伸侧(flexural tensile side)的破裂(fracture)的极限应变，有效的是使0. 5% 屈服强度相对于各自拉伸强度的比(屈服比)为85%以下，使均勻延伸率为5%以上。5.板厚大于20mm的厚壁且高强度的钢板，在DWTT试验所代表的韧性评价试验中，为了实现作为目标的_20°C下的延性断面率(ductile fracture surface area reti0)85%以上，必须使显微组织比以往更加微细化。6.为了促进粗大的岛状马氏体组织的破坏的发生/传播，确保所期望的低温韧性，高准确度地控制(control)岛状马氏体、回火马氏体(tempered martensite)的组织尺寸很重要。7.已确认母材韧性的DWTT (drop weight tear test)的_20°C的延性断面率与岛状马氏体的尺寸相关，母材的夏比吸收能与岛状马氏体及母地的贝氏体铁素体(bainitic ferrite)的尺寸相关。8.通过使含有母材组织为含有岛状马氏体的贝氏体组织，耐应变时效性提高，涂敷处理后也能够确保优良的耐屈曲性。因此，高准确度地控制岛状马氏体的面积比率很重要。本发明基于上述见解并进行了进一步研究而完成，S卩，本发明包括1. 一种耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度钢管，其由母材部和焊接金属部组成，并且，在钢管的缝焊接部的熔合线附近且原奥氏体粒径为50 μ m以上的焊接热影响部的显微组织，为具有下贝氏体或面积率至少为50%以上的下贝氏体、和上贝氏体和/或马氏体的混合组织，所述母材的成分组成如下，以质量％计，含有C:大于0.03%且在0.08%以下、Si 0. 01 0. 5%,Mn 1. 5 3. 0%,P :0. 015% 以下、S :0. 003% 以下、Al :0. 01 0. 08%,Nb 0. 005 0. 025%,Ti :0. 005 0. 025%,N :0. 001 0. 010%,0 :0. 005% 以下、B :0. 0003 0. 0020 %，还含有 Cu :0. 01 1 %、Ni :0. 01 1 %、Cr :0. 01 1 %、Mo :0. 01 1 %、V 0. 01 0. 中的一种或二种以上，由下述式(1)计算的Pcm值满足0. 19 ( Pcm ( 0. 25，余量为狗及不可避免的杂质，所述Pqi值的单位为％，母材的拉伸特性为，760MPa以上且930MPa以下的拉伸强度和5%以上的均勻延伸率，屈服比为85%以下，并且，试验温度为_40°C时的夏比吸收能在板厚小于25mm时为210J 以上，在板厚为25mm以上时为150J以上，所述缝焊接的焊接金属的成分组成如下，以质量％计，含有C 0. 03 0. 10%、 Si 0. 5% 以下、Mn :1. 5 3. 0%、P :0. 015% 以下、S :0. 005% 以下、Al :0. 05% 以下、Nb 0. 005 0. 05%, Ti 0. 005 0. 03%,N 0. 010% 以下、0 :0. 015 0. 045%, B :0. 0003 0. 0050%，还含有 Cu 0. 01 1%、Ni :0.01 2.5%、Cr :0.01 1%、Mo :0.01 1.5%、 V 0. 以下中的一种或二种以上，余量为Fe及不可避免的杂质，PCM(% ) = C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5XB- (1)其中，各元素表示以质量％计的含量。2.如1所述的耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度钢管，其中，在沿钢管长度方向从内外表面各焊接一层后的钢管的缝焊接部中，外表面侧的熔合线附近的焊接热影响部的硬度满足下述式0)，250 ( HV (98N) ( 350... (2)其中，HV(98N)表示在IOkgf下测定的维氏硬度。3.如1或2所述的耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度钢管，其中， 钢管的缝焊接部的接头强度为760MPa以上且930MPa以下。4.如1 3中任一项所述的耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度钢管，其中，在钢管母材部的显微组织中，以含有面积率为4%以上且12%以下的岛状马氏体的贝氏体组织为主体，所含的岛状马氏体的长轴径为2μπι以下，并且，由方位差角15°以上的边界包围的贝氏体铁素体的长轴径为20 μ m以下。5.如1 4中任一项所述的耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度钢管，其中，在母材部和/或焊接金属部的化学成分中，以质量％计，还含有Ca :0. 0005 0. 01%, REM :0. 0005 0. 02%、Zr :0. 0005 0. 03%、Mg :0. 0005 0. 01%中的一种或二种以上。6.如4或5所述的耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度钢管，其特征在于，进一步在250°C以下的温度下实施30分钟以下的应变时效处理后，均勻延伸率仍为5%以上，屈服比仍为85%以下。7. 一种耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度钢管用钢板的制造方法，其中，将具有1或5所述的母材成分的钢加热至1000 1300°C的温度，以650°C以上的轧制结束温度进行热轧，以使高于950°C时的累积轧制率为10%以上且750°C以下时的累积轧制率为75%以上，然后，以10°C/s以上的冷却速度进行加速冷却，直至450°C以上且低于650°C的温度，然后立即以0. 5°C /s以上的升温速度进行再加热，直至加速冷却停止温度以上的500 750°C。8.如7所述的耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度钢管用钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧中高于750°C且在950°C以下时的累积轧制率为20%以上。
9. 一种耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度焊接钢管的制造方法， 其中，将通过7或8所述的制造方法制得的钢板成形成筒状，对其对接部从内外表面各焊接一层时，内外表面各自的焊接热输入为80kJ/cm，且外表面侧及内表面侧的热输入平衡满足下述式⑶，内表面热输入彡外表面热输入…(3)。10.如9所述的低温用高强度焊接钢管的制造方法，其中，沿钢管长度方向从内外表面各焊接一层后，以0. 4%以上且2. 0%以下的扩管率进行扩管。发明效果根据本发明，能够得到耐屈曲性、母材韧性及缝焊接部的焊接热影响部韧性优良的、APIX100级的、管厚为20mm以上的低温用高强度钢管，在产业上极为有用。
图IA是说明焊接接头夏比试验(charpy test)中的外表面FL缺口(notch)的夏比试验片1的缺口位置2的图。图IB是说明焊接接头夏比试验中的Root-FL缺口的夏比试验片3的缺口位置2 的图。
具体实施例方式本发明中对构成钢管的母材的成分组成、母材显微组织及拉伸强度特性、钢管的缝焊接部中的焊接金属的成分组成、以及钢管的纵缝焊接部中的熔合线附近的原奥氏体粒径为50 μ m以上的区域的显微组织进行了规定。[母材的成分组成]说明中的％表示质量％。C:大于0.03%且在0.08%以下C在马氏体组织等低温相变组织(low-temperature transformation structure)、第2相的岛状马氏体组织中，通过固溶(solid solution)至过饱和 (supersaturation)，有助于提高强度。为了得到该效果，必须添加大于0. 03%，但当添加大于0. 08%时，钢管的环形焊接部的硬度上升变显著，变得容易产生焊接冷裂纹，因此使上限为0. 08%。另外，在将屈服比控制在较低水平方面，为了确保必要的作为硬质相的岛状马氏体的量，优选添加0. 05%以上。Si :0.01 0.5%Si作为脱氧剂(deoxidizing agent)而起作用，而且是通过固溶强化使钢材的强度增加的元素，但在小于0.01%时没有该效果，在添加超过0.5%时，韧性显著降低，因此使上限为0.5%。更加优选为0.01 0.2%。通过将其控制在0.2%以下，可以抑制钢管缝焊接部的CGHAZ组织中的上贝氏体组织中含有的岛状马氏体(MA)的生成，从而使接头HAZ 韧性提高。此外，通过抑制为0. 2%以下，能抑制钢管母材部显微组织中的岛状马氏体的过量生成，从而能够使母材韧性提高。因此，优选使上限为0. 2%。Mn :1.5 3.0%Mn作为提高淬透性的元素起作用。通过添加1. 5%以上，能够得到该效果，但在连铸工艺中，在中心偏析部中的浓度上升显著，添加超过3.0%时，成为中心偏析部的延迟破坏的原因，因此使上限为3.0%。更加优选为1.6 2.5%。Al :0. 01 0. 08%Al作为脱氧元素起作用。通过添加0.01%以上，能够得到充分的脱氧效果，但在添加超过0.08%时，钢中的清洁度降低，成为韧性变差的原因，因此使上限为0.08%。更加优选为0. 02 0. 06%。Nb :0· 005 0. 025%Nb具有扩大热轧时的奥氏体未再结晶区的效果，为了使950°C以下为未再结晶区，添加0.005%以上。另一方面，添加超过0.025%时，HAZ的韧性和母材的韧性中，特别是显著损害了夏比吸收能，因此使上限为0. 025%。更加优选为0. 010 0. 025%。Ti :0· 005 0. 025%Ti形成氮化物而有效降低钢中的固溶N量，并且析出的TiN通过钉扎效果抑制奥氏体晶粒的粗大化，从而有助于提高母材、HAZ的韧性。为了得到该钉扎效果，必须添加 0. 005%以上，但当添加超过0. 025%时，会形成碳化物，由于其析出硬化，韧性显著变差，因此使上限为0. 025%。更加优选为0. 008 0. 020% οN :0. 001 0. 010%N作为通常的钢中不可避免的杂质而存在，但通过添加Ti，形成TiN。为了利用源自TiN的钉扎效果来抑制奥氏体晶粒的粗大化，其在钢中必须存在0. 001%以上，但在超过 0.010%的情况下，在焊接部、特别是在熔合区附近被加热至1450°C以上的区域，TiN分解， 固溶N的不良影响显著，因此使上限为0. 010%。更加优选为0. 002 0. 005%。B :0· 0003 0. 0020%B是在本发明中起到重要作用的元素。由于本发明涉及的钢含有B，因此能够抑制多边形铁素体的生成。因此，与不含B的钢相比，在更低的温度范围内仍能实施奥氏体区轧制，其结果是，由DWTT试验等评价的韧性提高。此外，B在焊接热影响部中向奥氏体晶界偏析，具有提高淬透性的效果，并且抑制含有对靭性有害的MA的上贝氏体的生成，使下贝氏体或马氏体的生成变得容易。该效果在添加0. 0003 %以上且0. 0020 %以下时显著，当添加超过0. 0020 %时， 由于B系碳化物的析出，母材及焊接热影响部的靭性均降低，因此使上限为0. 0020%。此外，在小于0. 0003%的情况下，焊接热影响部中上贝氏体组织的生成变得显著，因此将下限设为0.0003%。另外，优选范围为0.0005%以上且0.0015%以下。更加优选为0. 0007 0. 0012%。Cu、Ni、Cr、Mo、V中的一种或二种以上Cu、Ni、Cr、Mo、V均作为提高淬透性的元素起作用，因此以高强度化为目的，添加这些元素中的一种或二种以上。Cu :0.01 Cu在添加0.01%以上时，有助于提高钢的淬透性。但是，添加以上时，会发生韧性变差，因此使上限为1 %，在添加Cu时，使其为0. 01 1 %。更加优选为0. 1 0. 5%。Ni :0.01 Ni在添加0. 01%以上时，有助于提高钢的淬透性。特别是，由于即使大量添加也不会发生靭性变差，因此对强韧化有效，但由于是价格贵的元素，因此在添加Ni的情况下，使上限为1 %，在添加Ni时，使其为0. 01 1 %。更加优选为0. 1 0. 5%。Cr :0.01 Cr也在添加0.01%以上时有助于提高钢的淬透性。另一方面，添加超过1 %时，韧性变差，因此使上限为1 %，在添加Cr时，使其为0. 01 1 %。更加优选为0. 1 0. 5%。Mo :0.01 Mo也在添加0.01%以上时有助于提高钢的淬透性。另一方面，添加超过时，韧性变差，因此使上限为1 %，在添加Mo时，使其为0. 01 1 %。更加优选为0. 1 0. 5%。V :0.01 0.1%V通过形成碳氮化物而析出强化，特别是有助于防止焊接热影响部的软化。通过添加0. 01 %以上能够得到该效果，但在添加超过0. 1 %时，析出强化显著、韧性降低，因此使上限为0. 1 %，在添加V时，使其为0. 01 0. 1 %。更加优选为0. 01 0. 05%。0 0. 005% 以下、P 0. 015% 以下、S :0. 003% 以下本发明中，0、P、S为不可避免的杂质，对其含量上限进行了规定。为了抑制粗大且对韧性产生不良影响的夹杂物的生成，使0为0. 005%以下。P含量多时，中央偏析显著，母材韧性变差，因此使其为0. 015%以下。S含量多时，MnS的生成量显著增加，母材的韧性变差，因此使其为0.003%以下。更加优选为0:0. 003%以下、P :0. 01%以下、S :0. 001%以下。PCM(% ) :0· 19 0. 25Pcm 是由 C+Si/SO+Mn/^O+Cu/^O+Ni/eO+Cr/^O+Mo/lS+V/lO+SXB 表示的焊接裂纹敏感性指数，各元素表示含量(质量％ )，不含的元素为0。本发明中，为了实现母材的拉伸强度为760MPa以上以及接头强度为760MPa以上， 使P 为0. 19%以上，从确保环形焊接性的观点出发，使其为0. 25 %以下。而且，更加优选为0. 23%以下。以上为本发明涉及的钢管的母材部的基本成分组成，但在使焊接部的靭性进一步提高的情况下，可以添加Ca、REM、Zr、Mg中的一种或二种以上。Ca、REM、Zr、MgCa、REM、Zr、Mg在钢中形成氧硫化物或碳氮化物，主要是利用钉扎效果(pinning effect)来抑制焊接热影响部中的奥氏体晶粒粗大化，可以以提高韧性为目的进行添加。Ca :0· 0005 0. 01%在炼钢工艺中，Ca添加量小于0. 0005%时，由于脱氧反应起主导作用，难以确保 CaS,不能得到韧性改善效果，因此添加Ca时使Ca的下限为0. 0005%。另一方面，当Ca添加量超过0. 01 %时，粗大CaO变得容易生成，不仅包括母材在内的韧性降低，还成为钢包(ladle)的喷嘴阻塞(nozzle blockage)的原因，从而阻碍生产率，因此使上限为0. 01 %，添加时使其为0. 0005 0. 01 %。更加优选为0. 001 0. 005% οREM :0· 0005 0. 02%REM在钢中形成氧硫化物(oxysulphide)，通过添加0.0005%以上，带来防止焊接热影响部的粗大化的钉扎效果。但是，由于是价格贵的元素，并且添加超过0. 02%时效果饱和，因此，使上限为0. 02%，在添加时，使其为0. 0005 0. 02 %。更加优选为0. 001 0. 005%。
Zr 0. 0005 ~ 0. 03%^ 在钢中形成碳氮化物(carbonitride)，特别是带来抑制焊接热影响部中奥氏体晶粒粗大化的钉扎效果。为了得到充分的钉扎效果，必须添加0.0005%以上，但是在添加超过0. 03%时，钢中的清洁度显著降低，并且韧性也降低，因此使上限为0. 03%，在添加时，使其为0. 0005 0. 03%。更加优选为0. 001 0. 01%。Mg :0. 0005 0. 01%Mg在炼钢过程中在钢中生成微细的氧化物，特别是带来抑制焊接热影响部中奥氏体晶粒粗大化的钉扎效果。为了得到充分的钉扎效果，必须添加0. 0005%以上，但是在添加超过0.01%时，钢中的清洁度降低，并且韧性也降低，因此使上限为0.01%，在添加时，使其为0. 0005 0. 01%。更加优选为0. 001 0. 005%。[焊接金属的成分组成]说明中的％表示质量％。C :0. 03 0.10%在焊接金属中，C作为钢的强化元素，也是重要的元素。特别是，为了实现接头部的高匹配(over matching)，在焊接金属部中也必须使拉伸强度为760MPa以上，为了得到该強度，必须含有0.03%以上。另一方面，当超过0. 10%时，变得容易产生焊接金属的高温裂纹，因此使上限为0. 10%。更加优选为0.05 0.08%。Si :0. 5% 以下Si在用于确保焊接金属的脱氧以及良好的操作性时有效，但在超过0.5%时，会使焊接操作性变差，因此使其上限为0. 5%。更加优选为0. 3%以下。Mn :1.5 3.0%Mn是对焊接金属的高强度化重要的元素。特别是，为了使拉伸强度为760MPa以上，必须含有1. 5%以上，但是在超过3. 0%时，焊接性变差，因此使上限为3. 0%。更加优选为 1. 6 2. 5%。P :0. 015% 以下、S :0. 005% 以下P、S在焊接金属中向晶界偏析，使其韧性变差，因此使上限各自为0. 015 %、 0. 005%。各自更加优选为0. 01%以下、0. 003%以下。Al :0. 05% 以下Al作为脱氧元素起作用，但在焊接金属部中，利用Ti来脱氧的情况下的韧性改善效果更大，并且Al氧化物系夹杂物变多时，引起焊接金属夏比吸收能降低，因此不主动添加，使其上限为0.05%。更加优选为0.03%以下。Nb :0. 005 0. 05%Nb是对焊接金属的高强度化有效的元素。特别是，为了使拉伸强度为760MPa以上，必须含有0. 005%以上，但在超过0. 05%时，靭性变差，因此使上限为0. 05%。更加优选为0. 005 0. 04%，进一步优选为0. 005 0. 03%。Ti :0. 005 0. 03%Ti在焊接金属中作为脱氧元素起作用，对降低焊接金属中的氧有效。为了得到该效果，必须含有0. 005%以上，但在超过0. 03%时，剩余的Ti形成碳化物，使焊接金属的韧性变差，因此使上限为0. 03%。更加优选为0. 005 0. 02%。N :0. 010% 以下
焊接金属中的固溶N的降低还具有韧性改善效果，特别是通过使其为0.010%以下，能够得到显著改善，因此使其上限为0. 010%。更加优选为0. 008%以下。0 :0. 015 0. 045%焊接金属中氧量的降低具有韧性改善效果，特别是通过使其为0. 045%以下，能够得到显著改善，因此使其上限为0.045%。另一方面，使焊接金属中的氧量小于0.015%时， 对焊接金属的组织微细化有效的氧化物量降低，相反，焊接金属的靭性变差，因此使其下限为0.015%。更加优选为0. 015 0. 0；35%。B :0. 0003 0. 0050%在强度级别为760MPa以上且930MPa以下的管道钢管用焊接管中，为了使焊接金属的显微组织为微细的贝氏体主体组织，添加B有效，为了得到这种效果，必须添加 0. 0003%以上且0. 0050%以下。另外，更加优选的范围是0. 0005 0. 0050%，进一步优选的范围是0. 0005 0. 0030%以下。更进一步优选为0. 0007 0. 0020%。Cu、Ni、Cr、Mo、V中的一种或二种以上添加Cu、Ni、Cr、Mo、V 中的一种或二种以上时，使 Cu :0. 01 ~ 1.0%, Ni :0. 01 2. 5%, Cr 0. 01 1. 0%、Mo :0. 01 1. 5%。与母材相同，Cu、Ni、Cr、Mo在焊接金属中也使淬透性提高，因此为了贝氏体组织化，含有均为0.01%以上的一种或二种以上。这里，它们的含量变多时，合金元素向焊丝的添加量变得极多，焊丝强度显著上升，对埋弧焊时的焊丝供给性产生阻碍，因此使Cu、 Ni、Cr、Mo 的上限各自为 1. 0%,2. 5%,1. 0%、1·5%、。更加优选为 Cu :0. 01 ~ 0. 5%,Ni 0. 01 2. 3%,Cr 0. 01%以上且小于0. 5%,Mo :0. 01 1. 2%。Ni禾口 Mo的更加优选的范围各自为Ni :0. 01 2.0%、Mo :0. 01 1. 0%，进一步优选的范围各自为Ni :0. 5 2.0%、 Mo 0. 1 1. 0%。V:0. 以下适量的V的添加不会使韧性和焊接性变差，而提高強度，因此是有效的元素，为了使其发挥该效果，优选含有0.01%以上。另一方面，超过0. 时，焊接金属的再热部的韧性显著变差，因此使上限为0. 1%。更加优选为0. 05%以下。以上是本发明所涉及的钢管的焊接金属部的基本成分组成，在使焊接金属部的韧性进一步提高的情况下，可以添加Ca、REM、Zr、Mg中的一种或二种以上。Ca、REM、Zr、MgCa、REM、&、Mg在钢中形成氧硫化物或碳氮化物，通过钉扎效果抑制焊接金属部中的奥氏体晶粒粗大化，可以以提高韧性为目的进行添加。Ca :0. 0005 0. 01%在炼钢工艺中，Ca添加量小于0. 0005%时，脱氧反应占主导地位，因而难以确保 CaS,不能得到韧性改善效果，因此在添加Ca时，使Ca的下限为0. 0005%。另一方面，当Ca添加量超过0. 01%时，粗大CaO变得容易生成，韧性降低，因此使上限为0. 01%，在添加时使其为0. 0005 0. 01%。更加优选为0. 001 0. 005%。REM :0. 0005 0. 02%REM在钢中形成氧硫化物，通过添加0.0005%以上，带来防止焊接金属部的奥氏体晶粒粗大化的钉扎效果。但是，由于是价格贵的元素，并且添加超过0.02%时效果饱和，因此使上限为0. 02%，在进行添加时，使其为0. 0005 0. 02%。更加优选为0. 001 0. 01%。Zr :0. 0005 0. 03%^ 在钢中形成碳氮化物，带来抑制焊接金属部中奥氏体晶粒粗大化的钉扎效果。 为了得到充分的钉扎效果，必须添加0. 0005%以上，当添加超过0. 03%时，焊接金属部的清洁度显著降低，并且韧性降低，因此使上限为0. 03%，在进行添加时，使其为0. 0005 0.03%。更加优选为0. 001 0. 01%。Mg :0. 0005 0. 01%Mg生成微细的氧化物，带来抑制焊接金属部中奥氏体晶粒粗大化的钉扎效果。 为了得到充分的钉扎效果，必须添加0. 0005 %以上，但是当添加超过0. 01 %时，焊接金属中的清洁度降低，并且韧性降低，因此使上限为0.01%，在进行添加的情况下，使其为 0. 0005 0. 01%。更加优选为 0. 001 0. 005%。[母材的显微组织]在本发明中，为了实现优良的耐屈曲性、以及-40°C下的夏比冲击试验中的目标 板厚小于25mm时的210J以上的吸收能、板厚为25mm以上时的150J以上的吸收能，并且， 为了得到优良的耐应变时效特性，优选对母材的显微组织进行规定。通过规定母材的显微组织，在DWTT试验中也能够实现作为目标的-20°C下的延性断面率为85%以上。为了得到具有耐屈曲性的钢管，使母材的拉伸强度特性为拱顶(round house)型、 且具有高加工硬化系数(work hardening coefficient) (η值)的S-S曲线(curve)。作为与η值同等的指标，还有屈服比(0.5%屈服强度(yield strength)/拉伸强度)，为了实现 85%以下的低屈服比，组合软质相(soft phase)与硬质相而进行两相组织化。在本发明中，使用贝氏体作为软质相，使用岛状马氏体作为硬质相。为了实现上述屈服比，优选使岛状马氏体的面积率为4%以上。另外，在本发明中，母材的显微组织的贝氏体，狭义上是指贝氏体铁素体。当岛状马氏体的长轴径大于2 μ m时，DffTT试验(试验温度-20°C )中难以实现 85%以上的延性断面率。此外，当岛状马氏体的长轴径大于2μπκ且以方位差角15°以上的边界包围的贝氏体铁素体的长轴径大于20 μ m时，在板厚小于25mm时，_40°C下的夏比吸收能难以达到210J以上，板厚为25mm以上时，_40°C下的夏比吸收能难以达到150J以上。另一方面，当岛状马氏体的面积率大于12%时，由于显微组织的微细化，难以实现上述母材韧性。另外，若上述岛状马氏体的面积率为4 12%的范围，则可能实现85%以下的屈服比。其中，岛状马氏体的面积率为4 12%的范围是指，相对于除贝氏体和岛状马氏体之外还含有如后所述容许范围内的余量组织的显微组织总体，岛状马氏体的面积率为 4 12%的范围。此外，通过使母材钢板的显微组织以含有面积率4%以上且12%以下的岛状马氏体的贝氏体组织为主体，如后所述，能够得到优良的耐应变时效特性。这是因为，在后述的制造工艺中，通过加速冷却时、以及之后的再加热时发生的贝氏体相变，C富集于未相变奥氏体相中，该富集了 C的未相变奥氏体变成岛状马氏体，因此贝氏体相的固溶C量少于现有技术的钢的情况。结果，在本发明中，即使经过250°C下30分钟这样的、与一般的钢管的涂覆工序中高温且长时间相当的热历史，也能够抑制由应变时效引起的屈服应力(YS)上升、与此相伴的屈服比的上升、以及均勻延伸率的降低，即使受到现有钢的情况下因应变时效导致特性变差的热历史，本发明钢仍能确保均勻延伸率5%以上以及屈服比85%以下。因此，在本发明中作如下规定母材钢板的显微组织以含有面积率4%以上且 12%以下的岛状马氏体的贝氏体组织作为主体，所含岛状马氏体的长轴径为2 μ m以下，并且由方位差角(miS0rientati0n)15°以上的边界包围的贝氏体铁素体的长轴径为20 μ m 以下。另外，以含有岛状马氏体的贝氏体组织作为主体是指，总体的95%以上为该组织， 余量容许含有珠光体(pearlite)、马氏体。岛状马氏体的面积率通过使用扫描电子显微镜 (electron scanning microscope)(放大倍率(magnification ratio) 2000 倍)在板厚中心位置处随机(random)观察10个视野以上来确定。[焊接热影响部的显微组织]伴随着钢管的高强度化，就以往的焊接热输入来说，作为焊接热影响部的显微组织，容易形成含有粗大的岛状马氏体的上贝氏体，因而低温韧性变差。因此，必须将含有粗大的岛状马氏体的上贝氏体抑制到一定面积率以下。特别是，已知板条(lath)内析出了微细的渗碳体(cementite)的下贝氏体组织不仅保持了高强度，而且韧性也优良，通过提高淬透性，可以得到该组织。作为提高淬透性的方法，可考虑添加B等成分的方法，或者利用降低焊接热输入使焊接热影响部的γ-α相变区的冷却速度增加的方法。另一方面，在以夏比试验为代表的韧性评价试验中，特别是在焊接热影响部的试验中，缺口底部具有加热到各种最高到达温度的热影响部组织、焊接金属等复合组织，由于不仅受到各热影响部组织的材质的影响，还受到各热影响部的组织尺寸的影响，因此容易产生韧性的不均。因此，为了稳定确保优良的低温韧性，必须将局部脆性区(LBZ:L0Cal Brittle Zone)的比例抑制为一定百分率以下。特别是，在-30°C的试验温度下，为了使实施了 100 次以上的接头HAZ夏比试验时的累积破损概率(cumulative failure probability)为1 % 以下，在熔合线附近且原奥氏体粒径为50μπι以上的焊接热影响部中，将含有粗大的岛状马氏体的上贝氏体组织以面积率计抑制到50%以下，以面积率计得到至少50%以上的下贝氏体组织很重要。[母材钢板的制造条件]在本发明中，将具有上述成分组成的钢加热至1000 1300°C的温度，以650°C以上的轧制结束温度进行热轧，以使高于950°C时的累积轧制率为10%以上且750°C以下时的累积轧制率为75%以上，然后，以10°C/s以上的冷却速度进行加速冷却，直至450°C以上且低于650°C的温度，然后立即以0. 5°C /s以上的升温速度进行再加热，直至加速冷却停止温度以上的500 750°C，由此制造母材钢板。对钢板的制造方法的限定原因进行说明。另外，在本发明中，加热温度、轧制结束温度、冷却停止温度以及再加热温度等温度均为钢板的平均温度。平均温度，根据钢坯或钢板的表面温度，考虑板厚、热传导率等参数通过计算而求得。此外，冷却速度是指，热轧结束后，冷却至冷却停止温度以上且低于650°C )所必需的温度差除以进行该冷却所需的时间而得到的平均冷却速度。此外，加热速度是指，冷却后再加热至再加热温度(500 750°C)所必需的温度差除以进行再加热所需的时间而得到的平均升温速度。以下，对各制造条件进行详细说明。加热温度1000 1300°C进行热轧时，用于进行完全奥氏体化的下限温度为1000°C。另一方面，将钢坯加热至超过1300°C的温度时，即使进行TiN钉扎，奥氏体晶粒生长仍显著，母材韧性变差，因此使上限为1300°C。更加优选为1000 1150°C。高于950°C时的累积轧制率10%以上通过在奥氏体再结晶区进行轧制，能够抑制粗大奥氏体晶粒的生成等混粒化。累积轧制率小于10%时无法期待效果，因此使高于950°C时的累积轧制率为10%以上。高于750°C且在950°C以下时的累积轧制率20%以上通过在奥氏体未再结晶区的较高温度侧进行轧制，能够抑制粗大奥氏体晶粒的生成等混粒化。与该温度范围相当的、高于750°C且在950°C以下时的累积轧制率小于20% 时，效果小，因此，优选使高于750°C且在950°C以下时的累积轧制率为20%以上。750°C以下时的累积轧制率75%以上通过在奥氏体未再结晶区的低温侧的该温度范围进行累积大的轧制，奥氏体晶粒伸展，通过其后的加速冷却，相变生成的贝氏体铁素体及岛状马氏体微细化，韧性大幅提
尚ο在本发明中，为了实现低屈服比，使岛状马氏体分散到第二相中，因此特别是必须使轧制率为75%以上，从而促进贝氏体的微细化，防止韧性降低。因此，使750°C以下时的累积轧制率为75%以上。更加优选为80%以上。另外，在奥氏体未再结晶区的低温侧的该温度范围进行累积大的轧制是本发明的特征。如前所述，本发明涉及的钢含有B，因此能够抑制多边形铁素体的生成。即，与不含 B的钢相比，奥氏体未再结晶区扩宽到更低温度范围。因此，虽说仅是奥氏体未再结晶区轧制，但能够在比现有的钢更低的温度范围实施奥氏体未再结晶区轧制，因此，通过组织的微细化提高韧性的效果变得显著。轧制结束温度650°C以上热轧结束温度低于650°C时，在之后的空冷过程中，从奥氏体晶界生成先共析铁素体，成为母材强度降低的原因，因此，为了抑制先共析铁素体的生成，使下限温度为650°C。 更加优选为650 700°C。加速冷却的冷却速度10°C /s以上为了实现拉伸强度为760MPa以上的高强度，必须使显微组织为以贝氏体为主体的组织。因此，热轧后实施加速冷却。冷却速度小于10°C/s时，在较高温度下，贝氏体相变开始，因此不能得到充分的强度。因此，使加速冷却的冷却速度为10°C/s以上。更加优选为 12 50°C /s。加速冷却的冷却停止温度450以上且低于650°C该工艺在本发明中是重要的制造条件。在本发明中，首先，在贝氏体相变过程中、 即未相变奥氏体存在的温度范围内结束加速冷却。然后，立即进行再加热，发生从未相变奥氏体向贝氏体的相变，但这种在较高温度下生成的贝氏体中的贝氏体铁素体中，其C固溶量少，因此C排出到周围的未相变奥氏体。因此，随着再加热时贝氏体相变的进行，未相变奥氏体中的C量增加。此时，含有一定以上的作为奥氏体稳定化元素的MruSi等时，在再加热结束时，仍残留有富集了 C的未相变奥氏体。然后，在再加热后的冷却过程(空冷)中， 相变成MA。这样，母材组织最终成为含有岛状马氏体的贝氏体组织。S卩，在加热冷却中，必须在贝氏体相变过程中、未相变奥氏体存在的温度范围内停止冷却。当冷却停止温度低于450°C时，难以确保充分的未相变奥氏体，不能在再加热后的空冷时得到充分的岛状马氏体，难以实现85%以下的低屈服比。另一方面，当冷却停止温度为650°C以上时，冷却中析出的珠光体中，C被消耗，不生成岛状马氏体，因此使上限低于650°C。从强度/韧性平衡的观点出发，更加优选为500 550 "C。冷却停止后的再加热的升温速度0. 5°C /s以上通过加速冷却后立即进行再加热，使C富集到未相变奥氏体，在之后的空冷过程中，能够使岛状马氏体生成。另外，其中加速冷却后立即进行再加热是指，加速冷却停止后， 在3分以内以0. 5°C /s以上的升温速度开始进行再加热。当升温速度小于0. 5°C /s时，贝氏体中的渗碳体粗大化，母材韧性降低，因此使升温速度为0. 50C /s以上。更加优选为1. 0 10°C /s。冷却停止后的再加热温度500 750°C再加热温度低于500°C时，C不能充分地向奥氏体富集，不能确保必需的岛状马氏体面积率。另一方面，当再加热温度高于750°C时，在加速冷却中相变的贝氏体再次奥氏体化，不能得到充分的强度，因此将再加热温度规定为750°C以下。优选为700°C以下。从强度/韧性平衡的观点出发，更加优选为580 680°C。关于再加热温度，没有必要特别设定温度保持时间。此外，在再加热后的冷却过程中，与冷却速度无关地生成岛状马氏体，因此再加热后的冷却基本上优选为空冷。这里，加速冷却后的再加热，优选通过与加速冷却装置设置在同——生产线上(inline)的高频力口热装置(radio-frequency heating apparatus)进行，并且在加速冷却后能够立即进行加热。另外，对于钢的炼钢方法没有特殊限制，但从经济性的观点出发，优选通过利用转炉法的炼钢工艺和连铸工艺进行钢坯的铸造。根据以上的制造工艺，能够得到如下具有高韧性的钢板控制了岛状马氏体的面积率及粒径；具有760MPa以上且930MPa以下的拉伸强度、且5%以上的均勻延伸率；具有 0.5%屈服强度相对于拉伸强度的比例为85%以下的高变形性能；并且，-20°C下的DWTT试验中延性断面率为85%以上，-40°C下的夏比吸收能在板厚小于25mm时为210J以上，在板厚25mm以上时为150J以上。另外，根据以上的制造工艺，通过控制为上述母材显微组织，即，通过使含有面积率4%以上且12%以下的岛状马氏体的贝氏体组织为主体，制成钢管后即使受到约250°C 的涂敷加热(coating heating)，屈服比仍能维持在85%以下，能够得到仅由加速冷却的制造工艺无法得到的优良的耐应变时效特性(strain ageing resistance) 0[钢管的制造条件]
本发明涉及的耐屈曲性及焊接热影响部的靭性优良的低温用高强度钢管如下制造根据通常的方法，将具有上述拉伸强度特性的母材钢板通过U型冲压(u-press)、0型冲压(Ο-press)制成圆筒形(pipe shape)，然后进行缝焊接(seam welding) 0缝焊接是在定位焊(tack welding)后，在内表面、外表面各进行一层埋弧焊接 (submerged arc welding)，埋弧焊接中使用的焊剂(flux)没有特殊限制，可以是热熔焊剂(fused flux)，也可以是烧结焊剂(baked flux)。此外，根据需要进行焊接前的预热 (preheating)或焊接后的热处理(postweld heat treatment 简称 PWHT)。调整埋弧焊接的焊接热输入(kj/cm)，使板厚为约20mm 约40mm且上述成分组成中母材钢板的Pcm为0. 19 0. 25%，热输入在80kJ/cm以下的范围内，从而得到具有下贝氏体或面积率至少为50 %以上的下贝氏体、和上贝氏体和/或马氏体的混合组织，作为在熔合线附近且原奥氏体粒径为50 μ m以上的焊接热影响部的显微组织。在使其成为这种组织时，对提高图1所示接头HAZ中韧性最差的LBZ(Local Brittle Zone)的低温韧性有效。另外，图IA表示外表面FL缺口的夏比试验片1，图IB表示Root-FL缺口的夏比试验片3。缺口位置的局部脆性区4(LBZ)，在外表面焊接时是指接缝7附近的HAZ粗晶 S(CGHAZ)组织(原奥氏体粒径为50μπι以上)，在内表面侧焊接的Root部中是指内表面的 HAZ粗晶8 (CGHAZ)组织被加热到两相区(Ac1 Ac3点)的HAZ粗晶11 (ICCGHAZ)组织。特别是，若在外表面侧焊接及内表面侧焊接的热输入平衡满足下述式(3)的条件，则能够抑制内表面侧的HAZ粗晶(CGHAZ)部的γ晶粒粗大化，可以稳定实现从外表面侧及Root侧的FL(Fusion line)位置裁取的接头HAZ韧性。另外，稳定确保是指_30°C以下的试验温度下实施100次以上的接头HAZ夏比试验时的累积破损概率为以下。内表面热输入<外表面热输入…(3)这里，下贝氏体组织是指板条宽为1 μ m以下的贝氏体铁素体的板条内析出了以渗碳体作为主体的碳化物的组织，上贝氏体是板条间含有岛状马氏体(MA)和/或渗碳体的组织。由外表面侧的缝焊接得到的熔合线附近的焊接热影响部为上述显微组织的情况下， 其硬度为250 ( HV(98N) ( 350，实现了 _30°C的试验温度下实施100次以上的接头HAZ夏比试验时的累积破损概率为以下的优良焊接热影响部韧性。缝焊接后，根据要求的圆度(roundness)，以0.4%以上且2.0%以下的扩管率进行扩管。当扩管率小于0.4%时，特别是在板厚为20mm以上的厚壁情况下，难以实现通常要求的圆度。此外，当扩管率大于2. 0%时，向焊接金属与焊接热影响部的边界的焊缝部的应变集中过度增大，可能发生扩管破裂。此外，由于过度的应变导入，接头特性可能变差。从提高圆度、接头强度/确保韧性的观点出发，优选为0.5 1.5%。在熔合线附近且原奥氏体粒径为50 μ m以上的焊接热影响部的HAZ粗晶(CGHAZ)的显微组织，使用扫描电子显微镜(放大倍率5000倍)，对外表面侧距表面6mm的位置，随机观察10个视野以上进行确定。实施例[实施例1]将表1所示各种化学组成的钢用转炉(steel converter)熔炼，通过连铸 (continuous cast)制成170 250mm厚的钢坯，然后，在表2所示热轧、加速冷却、再加热条件下制作钢板1 10。另外，再加热是使用与加速冷却设备设置在同一生产线上的感应加热型的加热装置来进行的。而且，通过U型冲压、0型冲压使这些钢板成形后，采用埋弧焊进行内表面缝焊接 (internal seam welding),然后进行夕卜表面缝辉接(external seam welding)。然后，以 0.6 1.2%的扩管率进行扩管，制成外径400 钢管。表3_1及表3_2中示出钢管1-1 10的内表面缝焊接和外表面缝焊接的焊接金属部6及5的化学组成。为了评价所得钢管的接头强度，对于母材部沿管轴方向裁取依据API-5L的总厚度拉伸试验片，对于缝焊接部沿管的圆周方向裁取依据API-5L的总厚度拉伸试验片，进行拉伸试验。此外，在如图I-A及图I-B中所示外表面FL、Root-FL的2个位置，从钢管的焊接接头部裁取JIS Z2202(1980)的V缺口夏比冲击试验片1及3，在_30°C的试验温度下实施夏比冲击试验。另外，缺口位置2是使HAZ与焊接金属按1 1的比例存在的位置。对于CGHAZ的显微组织，使用扫描电子显微镜(放大倍率5000倍)对外表面侧的缝焊接HAZ粗晶(CGHAZ)从表面开始6mm的位置进行观察。对HAZ粗晶(CGHAZ)的硬度、HAZ粗晶(CGHAZ)的韧性(以下HAZ靭性)的试验结果进行总结，示出于表4-1及表4-2。此外，从钢管的母材部的板厚中央位置裁取JIS Z2202(1980)的V缺口夏比冲击试验片，在_40°C的试验温度下实施夏比冲击试验。进而，从钢管裁取依据API-5L的DWTT 试验片，在_20°C的试验温度下进行试验，求出SA值(Shear Area 延性断面率)。将本发明的目标范围设为母材钢板的拉伸强度为760MPa以上且930MPa以下，具有5%以上的均勻延伸率，并且0. 5%屈服强度相对于拉伸强度的比例为85%以下，并且， 母材在试验温度_40°C下的夏比吸收能在板厚小于25mm时为210J以上，板厚为25mm以上时为150J以上，DWTTSA-20°C为85%以上，钢管的缝焊接接头强度为760MPa以上且930MPa 以下，上述HAZ粗晶(CGHAZ)的试验温度_30°C下的夏比吸收能为100J以上。表4-1及表4-2示出了试验结果。试验No. 1、2、3为母材、焊接部满足权利要求1、 4所述规定的发明例，示出了所期望的母材部的强度、屈服比、均勻延伸率、韧性及缝焊接部的高HAZ靭性，母材部的显微组织中，以含有面积率4%以上且12%以下的岛状马氏体的贝氏体组织为主体，含有的岛状马氏体的长轴径为2μπι以下，并且由方位差角15°以上的边界包围的贝氏体铁素体的长轴径为20 μ m以下。此外，HAZ粗晶(CGHAZ部)的显微组织中，不能得到具有以面积率计至少50%以上的下贝氏体、和余量由上贝氏体和/或马氏体的混合组织。另一方面，试验No. 4、5、6的母材成分在权利要求1所述的发明范围内，但在钢板的轧制中，750°C以下的累积轧制率在75%以下(参照表幻，因此，母材靭性降低。焊接部的显微组织满足权利要求1所述的规定，得到了良好的韧性。试验No. 7、8、9的母材成分在权利要求1所述的发明范围内，但焊接热输入高，在接头的HAZ粗晶(CGHAZ)部的显微组织中，下贝氏体比率低于权利要求1所述规定的下限， 上贝氏体组织的比率不高，因此外表面侧、内表面侧Root部的HAZ靭性均降低。试验No. 10是未添加B系，上贝氏体组织的比率不高，因此外表面侧、内表面侧 Root部的HAZ靭性均降低。
试验No. 11的Pa^S于本发明的下限，母材的拉伸强度及接头的拉伸强度小于760Mpa，此外，接头的HAZ粗晶(CGHAZ)部的显微组织中的下贝氏体比率低，HAZ粗晶 (CGHAZ)组织为上贝氏体组织，外表面侧、内表面侧Root部的HAZ靭性均降低。试验No. 12的Pcm值高于本发明的上限，HAZ粗晶(CGHAZ)组织为马氏体组织，外表面侧、内表面侧Root部的HAZ靭性均降低。试验No. 13内表面侧及外表面侧的焊接热输入均为80kJ/cm以下，但内表面侧的焊接热输入比外表面侧的焊接热输入高，Root部的显微组织中，在奥氏体粒径较大的状态下受到急速冷却，因此形成粗大的上贝氏体组织，Root侧的HAZ韧性降低。[实施例2]将表5所示各种化学组成的钢用转炉(steel converter)熔炼，通过连铸 (continuous cast)制成160 250mm厚的钢坯，然后，在表6所示热轧、加速冷却、再加热条件下制作钢板11 24。另外，再加热是使用与加速冷却设备设置在同一生产线上的感应加热型的加热装置来进行的。而且，通过U型冲压、0型冲压使这些钢板成形后，采用埋弧焊进行内表面缝焊接 (internal seam welding),然后进行夕卜表面缝辉接(external seam welding)。然后，以 0.6 1.2%的扩管率进行扩管，制成外径400 钢管。表7_1及表7_2中示出钢管11-1 M的内表面缝焊接和外表面缝焊接的焊接金属部的化学组成。为了评价所得钢管的接头强度，对于母材部沿管轴方向裁取依据API-5L的总厚度拉伸试验片，对于缝焊接部沿管的圆周方向裁取依据API-5L的总厚度拉伸试验片，进行拉伸试验。此外，在如图I-A及图I-B中所示外表面FL、Root-FL的2个位置，从钢管的焊接接头部裁取JIS Z2202(1980)的V缺口夏比冲击试验片1及3，在_30°C的试验温度下实施夏比冲击试验。另外，缺口位置2是使HAZ与焊接金属按1 1的比例存在的位置。对于CGHAZ的显微组织，使用扫描电子显微镜(放大倍率5000倍)对外表面侧的缝焊接HAZ粗晶(CGHAZ)从表面开始6mm的位置进行观察。对HAZ粗晶(CGHAZ)的硬度、HAZ粗晶(CGHAZ)的韧性(以下HAZ靭性)的试验结果进行总结，示出于表8-1及表8-2。此外，从钢管的母材部的板厚中央位置裁取JIS Z2202(1980)的V缺口夏比冲击试验片，在_40°C的试验温度下实施夏比冲击试验。进而，从钢管裁取依据API-5L的DWTT 试验片，在_20°C的试验温度下进行试验，求出SA值(Shear Area 延性断面率)。将本发明的目标范围设为母材钢板的拉伸强度为760MPa以上且930MPa以下，具有5%以上的均勻延伸率，并且0. 5%屈服强度相对于拉伸强度的比例为85%以下，并且， 母材在试验温度_40°C下的夏比吸收能在板厚小于25mm时为210J以上，板厚为25mm以上时为150J以上，DWTTSA-20°C为85%以上，钢管的缝焊接接头强度为760MPa以上且930MPa 以下，上述HAZ粗晶(CGHAZ)的试验温度_30°C下的夏比吸收能为100J以上。另外，将制造的钢板在250°C下保持30分钟，进行应变时效处理后，同样操作实施母材的拉伸试验及夏比试验、焊接热影响部(HAZ)的夏比试验，并进行评价。另外，应变时效处理后的评价标准为与上述应变时效处理前得评价标准相同的标准来进行判定。表8-1、表8-2、表8-3及表8-4示出了试验结果。试验No. 14、15、16、17、18为母材及焊接部满足权利要求1、4所述规定的发明例，示出了所期望的母材部的强度、屈服比、 均勻延伸率、韧性及缝焊接部的高HAZ靭性，母材部的显微组织中，以含有面积率4%以上且12%以下的岛状马氏体的贝氏体组织为主体，含有的岛状马氏体的长轴径为2μπι以下， 并且由方位差角15°以上的边界包围的贝氏体铁素体的长轴径为20 μ m以下。此外，HAZ粗晶(CGHAZ部)的显微组织中，不能得到具有以面积率计至少50%以上的下贝氏体、和余量由上贝氏体和/或马氏体的混合组织。另一方面，试验No. 19、20、21、22的母材成分在权利要求1所述的发明范围内，但在钢板的轧制中，750°C以下的累积轧制率在75%以下(参照表6)，因此，母材靭性降低。焊接部的显微组织满足权利要求1所述的规定，得到了良好的韧性。试验No. 23 J4、25J6的母材成分在权利要求1所述的发明范围内，但焊接热输入高，在接头的HAZ粗晶(CGHAZ)部的显微组织中，下贝氏体比率低于权利要求1所述规定的下限，上贝氏体组织的比率不高，因此外表面侧、内表面侧Root部的HAZ靭性均降低。试验No. 27是未添加B系，上贝氏体组织的比率不高，因此外表面侧、内表面侧 Root部的HAZ靭性均降低。试验No. 28的Pqi低于本发明的下限，母材的拉伸强度及接头的拉伸强度小于760Mpa，此外，接头的HAZ粗晶(CGHAZ)部的显微组织中的下贝氏体比率低，HAZ粗晶 (CGHAZ)组织为上贝氏体组织，外表面侧、内表面侧Root部的HAZ靭性均降低。试验No.29的Pcm值高于本发明的上限，HAZ粗晶(CGHAZ)组织为马氏体组织，外表面侧、内表面侧Root部的HAZ靭性均降低。母材韧性也变差。试验No. 30内表面侧及外表面侧的焊接热输入均为80kJ/cm以下，但内表面侧的焊接热输入比外表面侧的焊接热输入高，Root部的显微组织中，在奥氏体粒径较大的状态下受到急速冷却，因此形成粗大的上贝氏体组织，Root侧的HAZ韧性降低。另外，试验No. 14 18的本发明中，在250°C下保持30分钟的应变时效处理后，母材的拉伸试验及夏比试验、焊接热影响部(HAZ)的夏比试验等的结果表明，也得到了与应变时效前等同的优良钢管。与此相对，在试验No. 31的比较例中，由于钢板制造时的冷却停止温度过低，因此不能确保必要的MA比率，在250°C下保持30分钟的应变时效处理前后均不能满足钢管母材的屈服比的评价标准。标号说明1 外表面FL缺口的夏比试验片2:夏比试验片的缺口位置3 Root-FL缺口的夏比试验片4:缺口位置中的局部脆性区5 外表面焊接金属6:内表面焊接金属7 熔合线8 熔合线附近的原奥氏体粒径为50 μ m以上的HAZ粗晶区(CGHAZ)9:加热至Ac3点的位置10 加热至Acl点的位置11 内表面的HAZ粗晶组织加热至两相区(Acl点(10) Ac3点(9))的区域
权利要求
1.一种低温用高强度钢管，其由母材部和焊接金属部组成，并且，在钢管的缝焊接部的熔合线附近且原奥氏体粒径为50 μ m以上的焊接热影响部的显微组织，为具有下贝氏体或面积率至少为50%以上的下贝氏体、和上贝氏体和/或马氏体的混合组织，所述母材的成分组成如下，以质量％计，含有C:大于0. 03%且在0. 08%以下、Si 0. 01 0. 5%,Mn 1. 5 3. 0%,P :0. 015% 以下、S :0. 003% 以下、Al :0. 01 0. 08%,Nb 0. 005 0. 025%,Ti :0. 005 0. 025%,N :0. 001 0. 010%,0 :0. 005% 以下、B :0. 0003 0. 0020 %，还含有 Cu :0. 01 1 %、Ni :0. 01 1 %、Cr :0. 01 1 %、Mo :0. 01 1 %、V 0. 01 0. 中的一种或二种以上，由下述式⑴计算的Pcm值满足0. 19彡Pcm彡0. 25，余量为狗及不可避免的杂质，所述Pqi值的单位为％，母材的拉伸特性为，760MPa以上且930MPa以下的拉伸强度和5%以上的均勻延伸率， 屈服比为85%以下，并且，试验温度为-40°C时的夏比吸收能在板厚小于25mm时为210J以上，在板厚为25謹以上时为150J以上，所述缝焊接的焊接金属的成分组成如下，以质量％计，含有C :0. 03 0. 10%, Si 0. 5 % 以下、Mn 1. 5 3. 0 %、P :0. 015 % 以下、S :0. 005 % 以下、Al :0. 05 % 以下、Nb 0. 005 0. 05%, Ti 0. 005 0. 03%,N 0. 010% 以下、0 :0. 015 0. 045%, B :0. 0003 0. 0050%，还含有 Cu 0. 01 1%、Ni :0.01 2.5%、Cr :0.01 1%、Mo :0.01 1.5%、 V 0. 以下中的一种或二种以上，余量为Fe及不可避免的杂质，PCM(% ) = C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5XB- (1)其中，各元素表示以质量％计的含量。
2.如权利要求1所述的低温用高强度钢管，其中，在沿钢管长度方向从内外表面各焊接一层后的钢管的缝焊接部中，外表面侧的熔合线附近的焊接热影响部的硬度满足下述式 (2),250 ( HV (98N) ( 350... (2)其中，HV(98N)表示在IOkgf下测定的维氏硬度。
3.如权利要求1或2所述的低温用高强度钢管，其中，钢管的缝焊接部的接头强度为 760MPa以上且930MPa以下。
4.如权利要求1 3中任一项所述的低温用高强度钢管，其中，在钢管母材部的显微组织中，以含有面积率为4%以上且12%以下的岛状马氏体的贝氏体组织为主体，所含的岛状马氏体的长轴径为2μπι以下，并且，由方位差角15°以上的边界包围的贝氏体铁素体的长轴径为20 μ m以下。
5.如权利要求1 4中任一项所述的低温用高强度钢管，其中，在母材部和/或焊接金属部的化学成分中，以质量％计，还含有Ca 0. 0005 0. 01%, REM :0. 0005 0. 02%, Zr 0. 0005 0. 03%,Mg 0. 0005 0. 01 %中的一种或二种以上。
6.如权利要求4或5所述的低温用高强度钢管，其特征在于，进一步在250°C以下的温度下实施30分钟以下的应变时效处理后，均勻延伸率仍为5%以上，屈服比仍为85%以下。
7.—种低温用高强度钢管用钢板的制造方法，其中，将具有权利要求1或5所述的母材成分的钢加热至1000 1300°C的温度，以650°C以上的轧制结束温度进行热轧，以使高于950°C时的累积轧制率为10%以上且750°C以下时的累积轧制率为75%以上，然后，以 IO0C /s以上的冷却速度进行加速冷却，直至450°C以上且低于650°C的温度，然后立即以(0. 5°C /s以上的升温速度进行再加热，直至加速冷却停止温度以上的500 750°C。
8.如权利要求7所述的低温用高强度钢管用钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧中高于750°C且在950°C以下时的累积轧制率为20%以上。
9.一种低温用高强度焊接钢管的制造方法，其中，将通过权利要求7或8所述的制造方法制得的钢板成形成筒状，对其对接部从内外表面各焊接一层时，内外表面各自的焊接热输入为80kJ/cm，且外表面侧及内表面侧的热输入平衡满足下述式(3)，内表面热输入<外表面热输入…(3)。
10.如权利要求9所述的低温用高强度焊接钢管的制造方法，其中，沿钢管长度方向从内外表面各焊接一层后，以0. 4%以上且2. 0%以下的扩管率进行扩管。
全文摘要
本发明提供一种耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的APIX100级高强度钢管及其制造方法。具体而言，母材的成分组成如下，以质量％计，含有C大于0.03％且在0.08％以下、Si0.01～0.5％、Mn1.5～3.0％、P0.015％以下、S0.005％以下、Al0.01～0.08％、Nb0.005～0.025％、Ti0.005～0.025％、N0.001～0.010％、O0.005％以下、B0.0003～0.0020％，还含有Cu、Ni、Cr、Mo、V中的一种或二种以上，0.19≤PCM≤0.25，余量为Fe及不可避免的杂质，并且，TS为760～930MPa、均匀延伸率为5％以上、YR为85％以下；缝焊接金属的成分组成特定；焊接热影响部中原奥氏体粒径为50μm以上的微组织，为具有下贝氏体或面积率至少为50％以上的下贝氏体、和上贝氏体和/或马氏体的混合组织。
文档编号B21C37/08GK102308013SQ201080007030
公开日2012年1月4日 申请日期2010年2月5日 优先权日2009年2月6日
发明者冈津光浩, 岛村纯二, 石川信行, 鹿内伸夫 申请人:杰富意钢铁株式会社