耐磨损焊接钢管及其制造方法
【专利摘要】该耐磨损焊接钢管中，母材和焊接金属含有特定量的化学成分，耐磨损焊接钢管的母材的维氏硬度在150～250的范围内，焊接金属的维氏硬度在230～350的范围内，焊接热影响区的维氏硬度在150～350的范围内，焊接金属中，长宽比为5以上的含有选自Fe、Mn、Ti中的1种以上的硫化物的分散密度为10个/mm2以下。由此，能够提供可在不降低耐焊接裂纹性的情况下，以高生产率、低成本制造的耐磨损焊接钢管。
【专利说明】耐磨损焊接钢管及其制造方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及输送物的输送中使用的配管所使用的焊接钢管及其制造方法，特别涉及由输送物引起的碰撞磨损成为问题的部位所使用的耐焊接裂纹性优异的耐磨损焊接钢管及其制造方法。
【背景技术】
[0002]砂砾、煤燃烧灰等输送物的输送中使用的配管中，因为由这些输送物引起的碰撞磨损而导致经年性地发生管体变薄。配管达到一定水平以上的变薄量时就必须更换，更换的配管的材料费和施工费以及由更换时的管道或工厂设备的作业停止导致的输送量、生产量的减少成为问题。因此，对于配管，期待应用不发生由碰撞磨损所致的变薄或者即便发生变薄，变薄速度也慢的焊接钢管。
[0003]另一方面，已知钢管的耐磨损性与钢管的硬度很对应。然而，提高钢管材料的硬度时会显著阻碍冷加工性，变得难以通过U0E、压力折弯法(Press Bend)等高效率的制管方法制造焊接钢管。出于这样的理由，通常无法将面向建设机械.工业机械领域开发的硬度高的耐磨损钢板直接作为钢管材料使用。
[0004]另外，如果为了提高钢管的硬度而大量地添加C等合金元素，则焊接性降低，对焊接钢管进行缝焊时需要在高的温度下进行预热、后热。另外，如果提高钢管的硬度，则产生焊接裂纹，修补裂纹产生部位的频率也增加，所以必然导致生产率的降低。因此，耐磨损钢管必须具备耐磨损性和 冷加工性以及焊接性等相反的特性。
[0005]对此，专利文献I中公开了通过使钢管材料的Si的含量为0.5%~2.0 %的范围内，并在钢管成型后加热到2相区后实施淬火处理，从而确保优异的耐磨损性的方法。专利文献2中公开了通过使钢管材料的Si的含量为0.5%~2.0%的范围内，并在钢管成型后加热到2相区后实施弯曲加工，从而制造确保优异的耐磨损性的弯曲钢管的方法。
[0006]专利文献3中公开了通过使以与专利文献I和2相同的方法制造的焊接钢管的硬度为200~350，从而兼得耐磨损性和焊接性的方法。专利文献4中公开了使无缝钢管中钢管材料的Si的含量为0.5%~2.0 %的范围内，并在加热到2相区后进行2阶段冷却，兼得优异的耐磨损性和韧性的方法。
[0007]专利文献5~7中公开了通过使钢管材料的C的含量为0.4%~0.5%的范围内，在钢管成型后加热钢管，从内表面进行水冷淬火，从而确保钢管内表面的耐磨损性的方法。专利文献8中公开了在热轧无缝钢管后，在外表面完成铁素体转变而内表面未完成铁素体转变的阶段对内表面侧进行水冷，从而确保钢管内表面的耐磨损性的方法。
[0008]专利文献9中公开了使用低合金钢和淬透性比低合金钢高的熔融合金钢的多层钢坯，在钢管成型后加热钢管，仅冷却内表面，从而确保耐磨损性的方法。专利文献10中公开了通过使用与专利文献9相同的钢坯，热轧后对熔融合金钢侧进行水冷，从而确保耐磨损性的方法。专利文献11和12中公开了通过使用多层钢坯并使钢管材料的外层的C的含量为0.2%~0.6%的范围内来确保耐磨损性，并通过使内层的C的含量为0.01%~0.30%的范围内来确保其它特性的方法。
[0009]专利文献13中公开了以下方法:在将高碳钢用于内表面侧结合材料的包层钢管中，在缝焊的至少内表面最表层的焊接通道中使用C的含量比结合材料高的焊接材料进行堆焊，从而确保内表面最表层焊接部的耐磨损性和其它焊接部的稳固性。
[0010]专利文献14中公开了通过对浆料磨损性不同的多个圆弧状钢板的端部进行焊接而制成钢管，确保与浆料接触的部分的耐磨损性的方法。专利文献15中公开了通过对板厚不同的多个圆弧状钢板的端部进行焊接而制成钢管，确保与浆料接触的部分的耐磨损性的方法。专利文献16中公开了将以矿渣为主要原料的结晶化物质内衬于钢管来确保钢管内表面的耐磨损性的方法。
[0011]专利文献
[0012]专利文献1:日本特开平6-220534号公报
[0013]专利文献2:日本特开平6-158163号公报
[0014]专利文献3:日本特开平7-90489号公报
[0015]专利文献4:日本特开平9-184014号公报
[0016]专利文献5:日本特开平8-295934号公报
[0017]专利文献6:日本特开 平8-295988号公报
[0018]专利文献7:日本特开平8-295989号公报
[0019]专利文献8:日本特开平1-234520号公报
[0020]专利文献9:日本特开平4-52026号公报
[0021]专利文献10:日本特开平4-56726号公报
[0022]专利文献11:日本特开平5-98351号公报
[0023]专利文献12:日本特开平5-98390号公报
[0024]专利文献13:日本特开平10-8191号公报
[0025]专利文献14:日本特开昭62-220215号公报
[0026]专利文献15:日本特开昭62-220217号公报
[0027]专利文献16:日本特开昭50-48519号公报
【发明内容】
[0028]然而，专利文献I~4中公开的方法中，都必须将钢管加热到2相区后进行淬火，存在如下问题:需要钢管的淬火装置，因淬火导致钢管真圆度降低，进而导致生产效率降低。通过在钢管材料阶段实施2相区热处理也能确保耐磨损性，但是在这种情况下，由于过度高强度化而变得难以通过冷加工向钢管形状进行成型。
[0029]专利文献5~7中公开的方法不对钢管整体进行热处理，因此与专利文献I~4中公开的方法相比稍微简便，也容易确保真圆度。然而，这些方法中，都需要对钢管的内表面进行淬火，存在需要钢管内表面的淬火装置、生产效率降低的问题。另外，仅使钢管内表面高硬度化时，钢管的变薄速度不是一定的，剩余寿命评价变得困难。另外，为了通过内表面淬火来确保耐磨损性，需要提高钢管材料的C的含量，焊接性降低成为问题。另外，专利文献8中公开的方法利用了无缝钢管热轧后的内外表面的冷却速度之差，难以应用于焊接钢管。[0030]专利文献9~13中公开的方法都使用了多层钢坯或包层，多层钢坯、包层的制造中花费大量成本。专利文献14和15中公开的方法中，必须制造圆弧状的板，还需要至少2根以上的缝焊部，因此制造性有问题。此外，对于压送煤燃烧灰等微粉体的管道而言，由于钢管内表面整体磨损，所以该方法没有效果。
[0031]专利文献16中公开的方法是将耐磨损性材料内衬于钢管内表面的方法的一个例子，对钢管内表面实施内衬时，使生产成本显著增大，因此不能说是有效的方法。另外，将聚氨酯等内衬加工于钢管的操作也通常进行，但是从生产成本的观点考虑不能说是有效的方法。
[0032]如上所述，以往的技术导致成本增大、生产率降低、焊接性劣化、成型性劣化，另外，需要特别的装置，难以在不使这些特性劣化的情况下，制造耐磨损性优异的焊接钢管。
[0033]本发明是鉴于上述课题而作出的，其目的在于，提供能够在不降低耐焊接裂纹性的情况下，以高生产率、低成本制造的耐磨损焊接钢管及其制造方法。
[0034]本发明的耐磨损焊接钢管，其特征在于，是将厚钢板冷加工成筒状并对接焊而成的耐磨损焊接钢管，该耐磨损焊接钢管的母材的化学成分为，以质量％计，含有C:0.05%以上且小于0.40%、S1:0.05%以上且小于0.5%、Mn:0.1%~2.0%、P:0.03%以下、
S:0.01 % 以下、Al:0.1 % 以 、T1:0.1 % ~1.2%，进而，含有选自 Cu:0.1 % ~L O %、N1:0.1 % ~2.0 %、Cr:0.1 % ~1.0 %、Mo:0.05 % ~1.00 %、W:0.05 % ~1.00 %、B:0.0003%~0.0030%中的I种以上，由下述(I)式表示的Ceq为0.55以下，由下述(2)式表示的DI*小于60，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，上述耐磨损焊接钢管的焊接金属的化学成分为，以质量％计，含有C:0.05%以上且小于0.30%, S1:0.05%以上且小于 0.50%、Mn:0.1 %~2.0%、P:0.03% 以下、S:0.01% 以下、Al:0.1% 以下、T1:0.05%~1.2%, N:0.008% 以下、O:0.02%~0.08%，进而，含有选自 Cu:0.1%~1.0%,N1:0.1 % ~2.0 %、Cr:0.1 % ~1.0 %、Mo:0.05 % ~1.00 %、W:0.05 % ~1.00 %、B:0.0003%~0.0030%中的I种以上，由下述(I)式表示的Ceq为0.55以下，由下述(3)式表示的UCS小于42，由下述(4)式表示的PTI为O以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，上述耐磨损焊接钢管的母材的维氏硬度在150~250的范围内，上述焊接金属的维氏硬度在230~350的范围内，焊接热影响区的维氏硬度在150~350的范围内，上述焊接金属中，长宽比为5以上的含有选自Fe、Mn、Ti中的I种以上的硫化物的分散密度为10个/mm2以下。
[0035]Ceq = C+Mn/6+ (Cu+Ni) /15+ (Cr+Mo+V) /5— (I)式
[0036]DI* = 33.85X (0.1XC*)0 5X (0.7XSi+l) X (3.33XMn+l) X (0.35XCu+l) X (0.36ΧΝ?+1) X (2.16XCr+l) X (3XMo*+l) X (1.5XW*+1)…(2)式
[0037]其中，C*= C— 1/4X (T1-48/14 XN) ,Mo* = MoX [I — 0.5X (Ti — 48/14 XN)]，W* = WX [1- 0.5X (Ti — 48/14XN)]
[0038]UCS = 230XC- 12.3XSi — 5.4XMn+75XP+190XS — 14XAl+45XNb — 1...(3)
式
[0039]PTI = T1- 1.5X (0 — 0.89XA1) — 3.4XN — 4.5XS...(4)式
[0040]这里，各式的右边的元素符号表示各自的含量(质量％)，不含有时设为O。
[0041]本发明的耐磨损焊接钢管，其特征在于，在上述发明中，上述耐磨损焊接钢管的母材和上述焊接金属中的至少任一者的化学成分为，以质量％计，含有选自Nb:0.005%~
1.000%和 V:0.005%~1.000%中的 I 种以上。
[0042]本发明的耐磨损焊接钢管，其特征在于，在上述发明中，上述耐磨损焊接钢管的母材的金属组织以铁素体组织和珠光体组织为基体组织，硬质相分散在该基体组织中。
[0043]本发明的耐磨损焊接钢管，其特征在于，在上述发明中，上述硬质相的分散密度为400个/mm2以上。
[0044]本发明的耐磨损焊接钢管的制造方法，其特征在于，制造本发明的耐磨损焊接钢管时，将钢坯热轧后，以2°C /秒以下的冷却速度冷却到400°C以下，制造厚钢板，将该厚钢板冷加工成筒状，进行对接焊。
[0045]本发明的耐磨损焊接钢管的制造方法，其特征在于，在上述发明中，通过埋弧焊进行上述对接焊。
[0046]根据本发明，能够提供在不降低耐焊接裂纹性的情况下，以高生产率、低成本制造的耐磨损焊接钢管及其制造方法。
【具体实施方式】
[0047]本发明人等进行了着眼于钢管材料和焊接金属各自的化学成分、金属组织、析出物分散形态、硬度等的研究，得到以下见解。以下说明中，钢管材料是指用于制造焊接钢管的钢板，将该钢板通过U0E、压力折弯法之类的冷加工制成筒状的形状，对其端部进行对接焊，制成焊接钢管。焊接钢管由焊接金属、焊接热影响区以及它们以外的母材构成。即，可以认为钢管材料的各特性与焊接钢管的母材的各特性几乎相同。因此，以下说明中，提到钢材的特性时，主要是，如果为焊接前，就称为“钢管材料”，如果为焊接以后，就称为“焊接钢管的母材”或简称为“钢管的母材”、“母材”，没有必要区别时，有时适当地使用这些用语。
[0048]首先，本发明人等对钢管材料的化学成分、组织形态与耐磨损性、弯曲加工性的关系进行了研究。其结果，本发明人等发现，弯曲加工性是可以通过钢管材料的硬度而几乎毫无疑义地整理的，与此相对，耐磨损性不仅受到硬度影响，还受到析出物分散形态影响。即，在钢材的钢液阶段结晶的比较粗大的析出物在基体相中均匀地分散的钢管母材具有非常优异的耐磨损性。因此，本发明人等使金属组织的基体相为柔软的铁素体组织和珠光体组织的混合组织(以下有时省略为“铁素体+珠光体组织”)而降低硬度，从而提高弯曲加工性，通过形成含有Ti和C的化学成分，从而使TiC等硬质第2相均匀地分散在基体相中而提闻耐磨损性。
[0049]通过使用该钢管材料，能够利用U0E、压力折弯法之类的冷加工制造具有优异的耐磨损性的焊接钢管。另外，本发明的钢管材料为了使TiC分散，有时与通常的低碳钢相比含有大量的C，因此对接焊中的焊接性提高也成为课题。此外，本发明人等着眼于焊接时的热裂纹的产生机理进行了研究，得到以下见解。对于通常的高碳钢的焊接而言，在最终凝固时，S在未凝固部浓缩而形成FeS。该FeS是延展性低的薄膜状硫化物，因此成为在冷却中焊接金属开裂的原因。即，通过添加大量Ti而使球状的TiS析出，抑制作为薄膜状硫化物的FeS的生成，能够降低热裂纹敏感性。
[0050]进而，本发明人等得到以下见解:为了在焊接部的快速冷却凝固中生成TiS，Ti必须为由S的化学计量比确定的质量％比的3倍以上。另外，本发明人等发现对于冷裂纹，通过控制碳当量等化学成分、焊接条件，使维氏硬度为350以下，能够降低敏感性。
[0051]以下对本发明的各构成要件的限定理由分项目进行说明。应予说明，以下，化学成分的单位全部设为质量％，硬度全部以维氏硬度(Hv)测定。应予说明，以下说明中，有时也将焊接钢管的母材简称为“钢管母材”。
[0052]1.焊接钢管的母材(钢管母材)
[0053]1.1钢管母材的化学成分
[0054]首先对钢管母材的化学成分的限定理由进行说明。
[0055]〔C的含量〕
[0056]C在金属组织中提高基体相的硬度而使耐磨损性提高，并形成作为硬质的第二相(以下，也称为硬质相)的Ti碳化物，为对耐磨损性的提高有效的元素。为了得到这样的效果，必须为0.05%以上的含量。另一方面，含量为0.40%以上时，作为硬质相的碳化物变得粗大，不仅在弯曲加工时以碳化物为起点而产生裂纹，而且缝焊时使焊接热影响区的硬度增大，导致冷裂纹敏感性提高。因此，将C的含量规定在0.05%以上且小于0.40%的范围内。优选C的含量为0.15%~0.35%的范围内。
[0057]〔Si 的含量〕
[0058]Si是作为脱氧元素有效的元素，为了得到这样的效果，必须为0.05%以上的含量。另外，Si是固溶于钢中而通过固溶强化来有助于高硬度化的有效的元素，但是含量为
0.5%以上时，使延展性、韧性降低，进而产生夹杂物量增加等问题。因此，将Si的含量限定在0.05%以上且小于0.5%的范围内。优选Si的含量为0.05%~0.40%的范围内。
[0059]〔Mn 的含量〕
[0060]Mn是通过固溶强化而有助于高硬度化的有效的元素，为了得到这样的效果，必须为0.1%以上的含量。另一方面，含量超过2.0%时，使焊接性降低。因此，Mn的含量限定在0.1%~2.0%的范围内。优选Mn的含量为0.1%~1.60%以下的范围内。
[0061]〔P的含量〕
[0062]P是杂质元素，从钢管母材的韧性、焊接金属的耐热裂纹敏感性的观点考虑，优选低含量。然而，为了减少P的含量，会导致制钢工序的成本增大，因此P的含量可以允许在
0.03%以下的范围内。
[0063]〔S的含量〕
[0064]S是杂质元素，从钢管母材的延展性、焊接金属的耐热裂纹敏感性的观点考虑，优选低含量。然而，为了减少S的含量，会导致制钢工序的成本增大，因此S的含量可以允许在0.01%以下的范围内。
[0065]〔Al 的含量〕
[0066]Al作为脱氧剂起作用，这样的效果是可以在0.0020%以上的含量时被确认的。然而，含量为超过0.1 %的大量时，使钢的清洁度降低。因此，将Al的含量限定在0.1%以下的范围内。优选Al的含量为0.0020%~0.055%以下的范围内。
[0067]〔Ti 的含量〕
[0068] Ti与C共同是本发明中的重要元素，是形成作为有助于耐磨损性提高的硬质相的Ti碳化物的必需元素。为了得到这样的效果，必须为0.1%以上的含量。另一方面，Ti的含量过1.2%时，硬质相的Ti系碳化物粗大化，弯曲加工时以粗大的硬质相作为起点而产生裂纹。因此，使Ti的含量为0.1%~1.2%的范围内。优选Ti的含量为0.1%~0.8%的范围内。
[0069]本发明中，从钢管材料的强度确保等的观点考虑，可以选择性地添加I种以上的以下规定的元素。
[0070]〔Cu 的含量〕
[0071]Cu是通过固溶而提高淬透性的元素，为了得到该效果，必须为0.1%以上的含量。另一方面，含量超过1.0%时，使热加工性降低。因此，添加Cu时，Cu的含量优选限定在0.1%~1.0%的范围内。更优选Cu的含量为0.1%~0.5%的范围内。
[0072]〔Ni 的含量〕
[0073]Ni是通过固溶而提高淬透性的元素，这样的效果在0.1 %以上的含量时变得显著。另一方面，超过2.0%的含量使材料成本显著上升。因此添加Ni时，Ni的含量优选限定在0.1%~2.0%的范围内。更优选Ni的含量为0.1%~1.0%的范围内。
[0074]〔Cr 的含量〕
[0075]Cr具有提高淬透性的效果，为了得到这样的效果，必须为0.1 %以上的含量。然而，超过0.1 %的含量有时使焊接性降低。因此，添加Cr时，Cr的含量优选限定在0.1%~1.0%的范围内。更优选Cr的含量为0.1 %~0.8%的范围内。进一步优选Cr的含量为0.4%~0.7%的范围内。 [0076]〔Mo 的含量〕
[0077]Mo是提高淬透性的元素。为了得到这样的效果，必须为0.05%以上的含量。另一方面，含量超过1.00%时，有时焊接性降低。因此，添加Mo时，Mo的含量优选限定在
0.05%~1.00%的范围内。更优选Mo的含量为0.05%~0.40%的范围内。
[0078]〔W的含量〕
[0079]W是提高淬透性的元素。为了得到这样的效果，必须为0.05%以上的含量。另一方面，含量超过1.00%时，有时焊接性降低。因此，添加W时，W的含量优选限定在0.05%~
1.00%的范围内。更优选W的含量为0.05%~0.40%的范围内。
[0080]Mo, W由于固溶于TiC中，因此也具有使硬质相的质量增加的效果。
[0081]〔B的含量〕
[0082]B是偏析于晶粒边界、强化晶粒边界、有效地有助于韧性提高的元素，为了得到这样的效果，必须为0.0003%以上的含量。另一方面，含量超过0.0030%时，有时焊接性降低。因此，添加B时，B的含量优选限定在0.0003%~0.0030%的范围内。更优选B的含量为0.0003%~0.0015%的范围内。
[0083]此外，从钢管材料的强度确保等观点考虑，可以选择性且任意地添加I种以上的以下规定的元素。
[0084]〔Nb 的含量〕
[0085]Nb是通过与Ti复合添加而形成T1、Nb的复合碳化物((NbTi)C)、作为硬质的第二相分散、有效地有助于耐磨损性提高的元素。为了得到这样的耐磨损性提高的效果，必须为0.005%以上的含量。另一方面，为超过1.000%的含量时，硬质的第二相(T1、Nb的复合碳化物)粗大化，弯曲加工时以硬质的第二相(T1、Nb的复合碳化物)为起点而产生裂纹。因此，添加Nb时，Nb的含量优选限定在0.005%~1.000%的范围内。更优选Nb的含量为0.1%~0.5%的范围内。
[0086]〔V的含量〕
[0087]V是通过与Ti复合添加而与Nb相同地形成T1、V的复合碳化物((VTi)C)、作为硬质的第二相分散、有效地有助于耐磨损性提高的元素。为了得到这样的耐磨损性提高的效果，必须为0.005%以上的含量。另一方面，为超过1.0%的含量时，硬质的第二相(T1、V的复合碳化物)粗大化，弯曲加工时以硬质的第二相(T1、V的复合碳化物)为起点而产生裂纹。因此，添加V时，V的含量优选限定在0.005%~1.000%的范围内。更优选V的含量为0.1%~0.5%的范围内。
[0088]复合添加Nb和V时，硬质的第二相成为(NbVTi) C，与单独添加时同样具有提高耐磨损性的效果。
[0089]一般的钢管材料的制造中，特别是如果不利用制成高洁净钢的真空精炼等时，必然含有N，另外也有有意地含有N的情况。含有N时，除了碳化物外，有时也形成碳氮化物，该碳氮化物也可得到与碳化物相同的效果。但是，N的含量超过0.01%时，碳氮化物中的N的比例增加，硬质第二相的硬度降低，因此有时耐磨损性可能劣化。因此，优选N的含量为
0.01%以下的范围内。
[0090]〔 Ceq 的 值〕
[0091]将Ceq 定义为 Ceq = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5。各式的右边的元素符号表示各自的含量(质量％)，不含有时设为O。Ceq是表示焊接热影响区的淬透性的指数，该值越大，则焊接热影响区的硬度越上升，冷裂纹敏感性变高。对于本发明的耐磨损焊接钢管而言，若钢管材料的Ceq超过0.55，则缝焊热影响部的最高硬度超过350，在不预热时无法避免冷裂纹的产生，因此使Ceq的上限为0.55。
[0092]〔DI* 的值〕
[0093]由下述⑵式表示的DI*必须小于60。
[0094]DI* = 33.85X (0.1XC*)0 5X (0.7XSi+l) X (3.33XMn+l) X (0.35XCu+l) X (0.36ΧΝ?+1) X (2.16XCr+l) X (3XMo*+l) X (1.5XW*+1)…(2)式
[0095]各式的右边的元素符号表示各自的含量(质量％ ),不含有时为0。另外，以O =C- 1/4X (Ti — 48/14N)，Mo* = MoX (1 — 0.5X (Ti — 48/14N) ,W* = WX (1 — 0.5X (Ti —48/14N)定义，设为 DI* < 60。
[0096]DI*是表示淬透性的指标，该值越大，则淬透性变得越大。另外，C*是用与其它含有元素的量的关系修正了 C元素对淬透性的贡献的指标，Mo*、W*也是出于相同的想法而进行了修正的指标。
[0097]若DI*为60以上，则即便热轧后以本发明中规定的条件进行冷却，母材的组织也成为铁素体和贝氏体的混合组织(有时也标记为“铁素体+贝氏体”)，硬度变得过高而无法确保成型性，因此规定为小于60。
[0098]1.2钢管母材的特性
[0099]〔钢管母材的硬度〕
[0100]钢管母材的硬度以维氏硬度计小于150时，得不到优异的耐磨损性，因此使钢管母材的硬度的下限为150。若钢管母材的硬度超过250，则加工性劣化，变得难以通过U0E、压力折弯法之类的冷加工来制管，因此使钢管母材的硬度的上限为250。[0101]〔焊接热影响区的硬度〕
[0102]钢管焊接热影响区的硬度以维氏硬度计小于150时，得不到优异的耐磨损性，因此使钢管焊接热影响区的硬度的下限为150。若焊接热影响区的最大硬度超过350，则冷裂纹敏感性提高，不进行后热时就无法防止延迟破坏的产生，因此使钢管焊接热影响区的硬度的上限为350。
[0103]〔金属组织〕
[0104]本发明的钢管母材以铁素体组织和珠光体组织为基体组织，优选硬质相(硬质的第二相)分散在基体组织中而成的组织为金属组织。基体组织是指以体积率计具有90%以上，本发明的钢管材料的铁素体组织和珠光体组织这2个组织占整体的90%以上。进而，其中，铁素体组织的体积率为70%以上，且优选为以当量圆直径计平均粒径为20 μ m的铁素体组织。另外，考虑到加工性，优选基体组织的维氏硬度(Hv)为220以下。
[0105]〔硬质相的分散密度〕
[0106]作为硬质相，优选TiC等Ti系碳化物，可例示TiC、(NbTi)C, (VTi)C或者Mo、W固溶于TiC中而成的碳化物。硬质相的大小，没有特别限定，从耐磨损性的观点考虑，优选0.5 μ m~50 μ m左右。另外,从耐磨损性的观点考虑,硬质相的分散密度优选为400个/mm2以上。就硬质相的大小而言，测定各硬质相的面积，由该面积计算当量圆直径，将得到的当量圆直径进行算术平均，将平均值作为其钢板中的硬质相的大小(平均粒径)。
[0107]2.焊接金属
[0108]2.1焊接金属的化学成分
[0109]接下来，对将厚钢板冷加工成筒状并通过焊接制造其对接部而成的焊接钢管的焊接金属(有时也简称为“焊接金属”)的化学成分的限定理由进行说明。
[0110]〔C的含量〕
[0111]C能够提高焊接金属的硬度并能够提高耐磨损性，为了得到该效果，必须为0.05%以上的含量。另一方面，0.30%以上的含量使焊接金属的硬度提高，冷裂纹敏感性增强。因此，将C的含量规定在0.05%以上且小于0.30%的范围内。优选C的含量为0.15%~
0.25%的范围内。
[0112]〔Si 的含量〕
[0113]Si是作为脱氧元素有效的元素，对焊接金属的高强度化也发挥效果。为了得到这样的效果，必须为0.05%以上的含量。另外，含量为0.50%以上时，延展性、韧性降低，进而产生夹杂物量增加等问题。因此，将Si的含量限定在0.05%以上且小于0.50%的范围内。优选Si的含量为0.05%~0.40%的范围内。
[0114]〔Mn 的含量〕
[0115]Mn是提高淬透性的元素，能够使焊接金属的组织微细化，并能够提高强度、韧性。为了得到该效果，必须为0.1%以上的含量。另外，含量超过2.0%时，导致过度提高淬透性，焊接性和韧性劣化。因此，将Mn的含量限定在0.1%~2.0 %的范围内。优选Mn的含量为0.1%~1.60%的范围内。
[0116]〔P的含量〕
[0117]P是杂质元素，从焊接金属的韧性、耐热裂纹敏感性的观点考虑，优选低含量。然而，为了减少P的含量，必须降低焊条、钢管母材的P的含量，导致各自的制钢工序的成本增大，因此P的含量允许在0.03%以下的范围内。更优选P的含量为0.015%以下的范围内。
[0118]〔S的含量〕
[0119]S是杂质元素，从焊接金属的延展性、耐热裂纹敏感性的观点考虑，优选低含量。然而，为了减少S的含量，必须降低焊条、钢管母材的S的含量，导致各自的制钢工序的成本增大，因此S的含量允许在0.01%以下的范围内。
[0120]〔Al 的含量〕
[0121]Al是为了使焊接金属脱氧而含有的，但是若含量超过0.1%，则使焊接金属的韧性劣化。因此，Al的含量应该为0.1%以下的范围内。优选Al的含量为0.03%以下的范围内。
[0122]〔Ti 的含量〕
[0123]Ti促进焊接金属在最终凝固部生成球状TiS，抑制薄膜状FeS的生成。该效果是在Ti的含量为0.05%以上的情况下得到的，因此使Ti的含量的下限为0.05%。另外，若Ti的含量超过1.2%，则粗大的TiC析出，使焊接金属的韧性显著劣化。因此，使Ti的含量的上限为1.2%。优选Ti的含量为0.05%~0.5%的范围内。
[0124]〔N的含量〕
[0125]N是不可避免地混入焊接金属的元素，以固溶状态存在时，使焊接金属的韧性显著劣化。即使含有Ti而将N以TiN的形式固定，N的含量超过0.008%时，也无法抑制韧性劣化，因此使N的含量的上 限为0.008%。
[0126]〔O的含量〕
[0127]O很大地影响焊接金属的韧性，含量超过0.08%时，使焊接金属的韧性劣化，因此使O的含量的上限为0.08%。另外，含量小于0.02%时，对焊接金属组织过度淬火，阻碍硬度上升，并阻碍在最终凝固部的FeO生成，促进薄膜状的FeS生成，热裂纹敏感性提高等。因此，使O的含量的下限为0.02%。更优选O的含量为0.04%~0.08%的范围内。
[0128]从确保焊接钢管的焊接金属的强度、来自钢管母材的稀释等观点考虑，可以选择性地含有I种以上的以下规定的元素。
[0129]〔Cu 的含量〕
[0130]Cu是通过固溶来提高淬透性的元素，为了得到该效果，必须为0.1%以上的含量。另一方面，超过1.0%的含量使焊接金属的韧性降低。因此，Cu的含量优选限定在0.1%~1.0%的范围内。更优选Cu的含量为0.1 %~0.5%的范围内。
[0131]〔Ni 的含量〕
[0132]Ni是通过固溶来提高淬透性的元素，这样的效果在含量为0.1 %以上时变得显著。另一方面，超过2.0%的含量使材料成本显著上升。因此，含有Ni时，Ni的含量优选限定在0.1 %~2.0%的范围内。更优选Ni的含量为0.1%~1.0%的范围内。
[0133]〔Cr 的含量〕
[0134]Cr具有提高淬透性的效果，为了得到这样的效果，必须为0.1 %以上的含量。然而，超过0.1 %的含量使焊接性降低。因此，含有Cr时，Cr的含量优选限定在0.1 %~1.0%的范围内。更优选Cr的含量为0.1 %~0.8%的范围内。进一步优选Cr的含量为0.4%~
0.7%的范围内。
[0135]〔Mo 的含量〕[0136]Mo是提高淬透性的元素。为了得到这样的效果，必须为0.05%以上的含量。另一方面，为超过1.0 %的含量时，焊接性降低。因此，含有Mo时，优选Mo的含量限定在
0.05%~1.00%的范围内。更优选Mo的含量为0.05%~0.40%的范围内。
[0137]〔W的含量〕
[0138]W是提高淬透性的元素。为了得到这样的效果，必须为0.05%以上的含量。另一方面，为超过1.0 %的含量时，焊接性降低。因此，含有W时，W的含量优选限定在0.05%~1.0%的范围内。更优选W的含量为0.05%~0.40%的范围内。
[0139]〔B的含量〕
[0140]B是在晶粒边界偏析、强化晶粒边界、有效地有助于韧性提高的元素，为了得到这样的效果，必须为0.0003%以上的含量。另一方面，超过0.0030%的含量使焊接性降低。另外，焊接后的冷却中析出Fe3 (CB)6等，使韧性显著劣化。因此，含有B时，优选将B的含量限定在0.0003%~0.0030%的范围内。更优选B的含量为0.0003%~0.0015%的范围内。
[0141]此外，从确保焊接金属的强度、来自钢管母材的稀释等观点考虑，可以选择性且任意地含有I种以上的以下规定的元素。即，可以母材和焊接金属各自独立地或以成为与母材相同的成分体系的方式从Nb:0.005%~1.000%和V:0.005%~1.000%中选择。通过以成为与母材相同的成分体系的方式选择 ，能够起到母材与焊接金属成为相同特性的效果O
[0142]〔Nb 的含量〕
[0143]Nb是通过析出强化而使焊接金属的强度提高的元素。该效果可在含量为0.005%以上时得到，在含量超过1.000%时，韧性劣化。因此，含有Nb时，使Nb的含量为0.005%~
1.000%的范围内。
[0144]〔V的含量〕
[0145]V是通过析出强化、固溶强化而使焊接金属的强度提高的元素。该效果可在含量为0.005%以上时得到，在含量超过1.000%时韧性劣化。因此，含有V时，使V的含量为0.005%~1.000%的范围内。
[0146]〔Ceq 的值〕
[0147]焊接钢管的焊接金属中，若由上述(I)式定义的Ceq超过0.55，则焊接热影响区的最高硬度超过350，焊接时若不预热就无法避免冷裂纹的产生，因此使Ceq的上限为0.55。
[0148](UCS 的值〕
[0149]UCS由下述(3)式定义，是表示热裂纹敏感性的指标，该值越大，则越容易产生热裂纹。
[0150]UCS = 230XC- 12.3XSi — 5.4XMn+75XP+190XS — 14XAl+45XNb — 1...(3)
式
[0151]各式的右边的兀素符号表不各自的含量(质量％)，不含有时为O。
[0152]焊接钢管的焊接金属中，若UCS成为42以上，则无法避免热裂纹的产生，因此使UCS小于42。更优选UCS小于40。
[0153](PTI 的值〕
[0154]PTI由下述(4)式定义，是规定焊接金属中的Ti的析出状态的参数。PTI小于O时，S不形成TiS，生成薄膜状的FeS，热裂纹敏感性提高，因此规定PTI为O以上。[0155]PTI = T1- 1.5X (0 — 0.89XA1) — 3.4XN — 4.5XS...(4)式
[0156]各式的右边的元素符号表示各自的含量(质量％)，不含有时为O。
[0157]2.2焊接金属的特性
[0158]〔焊接金属的硬度〕
[0159]就焊接金属而言，由于母材中结晶的TiC会固溶，所以为了确保与母材、焊接热影响区相同的耐磨损性，必须确保更高的硬度，为了得到充分的耐磨损性，必须使维氏硬度为230以上。另一方面，若最大硬度以维氏硬度计超过350，则冷裂纹敏感性提高，若不进行后热就无法防止延迟破坏的产生，因此使维氏硬度的上限为350。
[0160]〔硫化物的分散密度〕
[0161]焊接金属中，S在凝固过程中在最终凝固部偏析。最终凝固部中，S形成以FeS为主体的延展性低的薄膜状硫化物，成为热裂纹的起点。该以FeS为主体的薄膜状硫化物中，Mn,Ti等硫化物形成元素也被复合化。因此，将硫化物限定为含有选自Fe、Mn、Ti中的I种以上的硫化物。
[0162]从抑制热裂纹的 观点考虑，薄膜状硫化物越少越好，但是有时会有焊接金属的凝固时的搅拌不充分的情况等薄膜状的长宽比为5以上的硫化物残存的情况。长宽比小于5时，即便含有选自Fe、Mn、Ti中的I种以上的硫化物存在，也不会成为热裂纹的起点，因此硫化物的分散密度不成为问题。但是，如果是该长宽比为5以上的含有选自Fe、Mn、Ti中的I种以上的硫化物，则成为热裂纹的起点。
[0163]因此，若长宽比为5以上的含有选自Fe、Mn、Ti中的I种以上的硫化物的分散密度为10个/mm2以下，则不产生热裂纹，因此使硫化物的分散密度的上限为10个/mm2。该分散密度的范围可以主要通过将Mn、T1、S的含量和USC、PTI控制在上述焊接金属的化学组成范围来实现。
[0164]长宽比为5以上的硫化物的分散密度的测定如后述的实施例那样进行。硫化物的长宽比是指观察硫化物的形状来测定长的方向与短的方向的长度，其比值(=长的方向的长度/短的方向的长度)。
[0165]3.制造方法
[0166]3.1钢管材料的制造方法
[0167]本发明的耐磨损钢板可以将上述组成的钢液用公知的熔炼方法熔炼，通过连续铸造法或铸锭-开坯轧制法，制成规定尺寸的钢坯等钢材料而制造。应予说明，使用铸锭法的情况下，将硬质相调整成所希望的大小和个数时，必须控制锭的大小和冷却条件。将硬质相调整成规定的大小和个数时，例如，使用连续铸造法的情况下，优选以厚度为200_~400mm的铸片的1500°C~1200°C的温度域的冷却速度为0.2V /s~10°C /s的范围内的方式对冷却进行调整、控制。
[0168]钢坯优选在不用水冷等进行强制冷却的情况下，立即热轧或者冷却后，再次加热到950~1250°C，然而进行热轧，制成所希望的板厚的厚钢板。本发明中，厚钢板是指板厚为6mm~50mm的范围内的钢板。热轧后，在不进行热处理的情况下，以冷却速度为2°C /s以下进行冷却。若冷却速度超过2°C /s，则难以得到铁素体-珠光体组织，拉伸强度成为800MPa以上，钢板弯曲加工时的加工负荷上升，有时加工性劣化。因此，使冷却速度为2V /s以下。冷却速度称为平均冷却速度，测定是通过利用放射温度计等进行表面温度的实际测量等方法进行的。
[0169]热轧条件只要能够制成所希望的尺寸形状的钢板即可，不特别限定。考虑作为厚钢板的要求性能、特别是考虑韧性的情况下，优选使表面温度为920°C以下时的压下率为30%以上，且使轧制结束温度为900°C以下。本发明的钢管材料不必在热轧后实施热处理，热轧后就可直接用于需要弯曲加工的各种用途。
[0170]将厚钢板冷加工成筒状，将其对接部焊接的方法，从焊接金属的成分调整、焊接作业的效率的观点考虑，优选埋弧焊。另外，从高速化的观点考虑，可以使用多电极的埋弧焊。对于焊接材料没有特别规定，为了满足本发明的焊接金属化学成分的规定范围，优选助焊剂为熔融型的酸性助焊剂。另外，优选助焊剂和焊条中不添加B，尽量减少P、S。
[0171]〔实施例〕 [0172]将表1所示的各种组成的钢液通过连续铸造制成钢坯，在连续炉中加热至1130°C，以最终轧制温度为850°C ±20°C的方式实施热轧，制成板厚15mm的厚钢板，其后，以各种条件冷却(空冷、水淋)。
[0173][表1]
[0174]
【权利要求】
1.一种耐焊接裂纹性优异的耐磨损焊接钢管，其特征在于，所述耐磨损焊接钢管是将厚钢板冷加工成筒状并对接焊而成的， 该耐磨损焊接钢管的母材的化学成分为，以质量％计，含有c:0.05%以上且小于0.40%, S1:0.05% 以上且小于 0.5%、Mn:0.1%~2.0%、P:0.03% 以下、S:0.01% 以下、Al:0.1 % 以下、T1:0.1%~ 1.2%，进而，含有选自 Cu:0.1%~1.0%、N1:0.1%~2.0%、Cr:0.1%~1.0%, Mo:0.05%~1.00%, W:0.05%~1.00%, B:0.0003%~0.0030%中的I种以上，由下述(I)式表示的Ceq为0.55以下，由下述(2)式表示的DI*小于60，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成， 所述耐磨损焊接钢管的焊接金属的化学成分为，以质量％计，含有C:0.05%以上且小于 0.30%、S1:0.05% 以上且小于 0.50%、Mn:0.1%~2.0%、P:0.03% 以下、S:0.01% 以下、Al:0.1% 以下、T1:0.05%~1.2%、N:0.008% 以下、O:0.02%~0.08%，进而，含有选自 Cu:0.1%~1.0%、N1:0.1%~2.0%、Cr:0.1%~1.0%、Mo:0.05%~1.00%、W:0.05%~1.00%、Β:0.0003%~0.0030%中的I种以上，由下述(I)式表示的Ceq为0.55以下，由下述⑶式表示的UCS小于42，由下述(4)式表示的PTI为O以上，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成， 所述耐磨损焊接钢管的母材的维氏硬度在150~250的范围内，所述焊接金属的维氏硬度在230~350的范围内，焊接热影响区的维氏硬度在150~350的范围内， 所述焊接金属中，长宽比为5以上的含有选自Fe、Mn、Ti中的I种以上的硫化物的分散密度为10个/mm2以下，
Ceq = C+Mn/6+ ( Cu+Ni) /15+ (Cr+Mo+V) /5— (I)式
DI* = 33.85X (0.1XC*)0 5X (0.7XSi+l) X (3.33XMn+l) X (0.35XCu+l) X (0.36XNi+1) X (2.16XCr+l) X (3XMo*+l) X (1.5XW*+1)…(2)式
其中，C* = C — 1/4X (Ti — 48/14XN), Mo* = MoX [I — 0.5X (Ti — 48/14XN)]、W* = WX [1- 0.5X (Ti — 48/14XN)] UCS = 230XC — 12.3XSi — 5.4XMn+75XP+190XS — 14XAl+45XNb — 1...(3)式 PTI = T1- 1.5X (0 — 0.89XA1) — 3.4XN — 4.5XS...(4)式 这里，各式的右边的元素符号表示各自的含量(质量％ )，不含有时设为O。
2.根据权利要求1所述的耐磨损焊接钢管，其特征在于，所述耐磨损焊接钢管的母材和所述焊接金属中的至少一者的化学成分为，以质量％计，含有选自Nb:0.005%~1.000%和 V:0.005%~1.000%中的 I 种以上。
3.根据权利要求1或2所述的耐磨损焊接钢管，其特征在于，所述耐磨损焊接钢管的母材的金属组织以铁素体组织和珠光体组织为基体组织，硬质相分散在该基体组织中。
4.根据权利要求3所述的耐磨损焊接钢管，其特征在于，所述硬质相的分散密度为400个/mm2以上。
5.一种耐磨损焊接钢管的制造方法，其特征在于，制造权利要求1~4中任I项所述的耐磨损焊接钢管时，将钢坯热轧后，以2°C /秒以下的冷却速度冷却到400°C以下，制造厚钢板，将该厚钢板冷加工成筒状，进行对接焊。
6.根据权利要求5所述的耐磨损焊接钢管的制造方法，其特征在于，通过埋弧焊进行所述对接焊。
【文档编号】B21C37/08GK104040006SQ201380004920
【公开日】2014年9月10日 申请日期:2013年1月8日 优先权日:2012年1月10日
【发明者】谷泽彰彦, 冈津光浩, 植田圭治, 西村公宏, 三田尾真司 申请人:杰富意钢铁株式会社