专利名称：耐氢引发破裂性优良的薄壁钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及耐氢引发破裂性优良的薄壁钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，随着被开发的油井或气井的环境逐渐恶劣化，经常在所采掘的石油或天然气中含硫化氢。由此，输送这些石油或天然气的管道就被暴露于同时存在有海水等水的硫化氢环境中。此种环境下，钢表面受腐蚀而发生的氢侵入到钢中的现象，会由于共存的硫化氢的催化剂作用而得以促进，即使在没有来自外部的应力作用的情况下也容易产生所谓的氢引发破裂，降低管道的寿命。为了防止该氢引发破裂，迄今为止，提出将以下所述的对策(i)～(iv)适当地组合。
(i)减少S、P通过减少钢中的S含量而减少MnS的生成量，另外通过减少P含量而降低偏析部的硬度。
(ii)减少宏观中心偏析通过防止成为原材料的连续铸造铸片的凝固末端部的隆起，减少钢板的宏观中心偏析。
(iii)控制硫化物形态通过在二次精炼时进行Ca处理，将硫化物的形态从MnS控制为在热轧时难以延伸的CaS。
(iv)通过控制压延、加速冷却来控制组织在管道用钢板的压延阶段，通过控制压延或加速冷却，使金属组织均一化而增大破裂抵抗性。
例如，在专利第2647302号中，提出了如下的方法，即，将满足Mo0.10～0.30％(本说明书中，只要没有特别指出，「％」都表示质量％。)、5≤Ca×(1-124 O)/1.25S≤7.0的钢加热至1100～1280℃，在950℃以下的累积压下量在60％以上、压延结束温度680～900℃下进行了压延后，以3～40℃/秒的冷却速度水冷至350～600℃，其后通过自然冷却，制造拉伸强度为620MPa的高强度钢板。
另外，在特开平6-256894号公报中，提出了如下的高强度钢管，其具有钢组成，作为Mn的浓度为平均Mn浓度的1.32以上的区域的Mn偏析点的大小小于500μm，并且偏析部的P的浓度小于0.035，并且有效Ca比在1.7以上。
另外，在特开平6-271974号公报中，提出了如下的高强度钢管，其具有钢组成，作为Mn的浓度为平均Mn浓度的1.32以上的区域的Mn偏析点的大小小于400μm，并且偏析部的P的浓度小于0.035，并且有效Ca比在1.7以上。
像这样，此种耐氢引发破裂性优良的钢板一般来说被如下制造，对在压延中在中心部浓化而形成硬化组织的C、Mn以及P等被控制，并且被进行了Ca处理的板坯进行热轧，在热轧结束后，立刻进行例如水冷等加速冷却。
但是，当利用此种方法制造板厚在大约16.0mm以下并且强度级别在API5LX56以下的钢板时，就会因压延后的水冷而使得钢板形状恶化，生产性极度降低。由此，也会导致板厚在大约16.0mm以下并且强度级别在API5LX56以下的耐氢引发破裂性优良的钢板的制造成本的上升。
发明内容
这里，本发明的目的在于，提供在不伴随由形状不良造成的成本上升的情况下，可以制造板厚在大约16.0mm以下并且强度级别在API5LX56以下的耐氢引发破裂性优良的钢板的技术。
本发明提供一种耐氢引发破裂性优良的薄壁钢板，其特征是，具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，并根据需要具有Cr0.05～0.20％及Nb0.010～0.050％的至少一种，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢组成，作为板厚中心部的Mn浓度对平均Mn浓度的比值的Mn偏析度在1.3以下，作为板厚中心部的P浓度对平均P浓度的比值的P偏析度在2.0以下，板厚为16.0mm以下，并且强度级别在API5LX56以下。
从其他的方面考虑，本发明提供一种耐氢引发破裂性优良的薄壁钢板的制造方法，其特征是，通过将具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，并根据需要具有Cr0.05～0.20％及Nb0.010～0.050％的至少一种，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢组成的钢坯，例如将连续铸造板坯加热至1000～1200℃后，在该钢坯的表面温度在700～750℃的范围内进行最终精轧，其后空冷至常温，而制造板厚为16.0mm以下并且强度级别在API5LX56以下的薄壁钢板。
具体实施例方式
下面将对本发明的实施方式进行详细说明。首先，对本发明的耐氢引发破裂性优良的薄壁钢板的制造方法中所使用的钢坯的组成进行限定的理由进行说明。而且，在以后的说明中，以「钢坯」为「连续铸造板坯(slab)」的情况为例。
(C0.04～0.06％)当C含量小于0.04％时，则难以获得给定的强度，另一方面，当C含量超过0.06％时，则随着钢板的精轧中的珠光体相变，C过度地浓化，导致局部的硬度上升，耐氢引发破裂性降低。所以，本发明中，C含量限定为0.04％以上0.06％以下。根据相同的观点，C含量的上限优选0.05％。
(Si0.10～0.40％)Si作为脱氧剂，另外作为强化钢的成分十分有效。当Si含量小于0.10％时，脱氧就变得不充分，另一方面，当Si含量超过0.40％时，则在焊接热影响部生成很多条纹状马氏体，使得韧性极度变差。所以，本发明中，Si含量限定为0.10％以上0.40％以下。另外，当考虑与钢板板厚的平衡时，Si含量的上限优选0.30％。
(Mn0.80～1.20％)Mn是使钢强化并且强韧化的元素。当Mn含量小于0.80％时，则无法获得给定的强度，屈服应力也变得不充分，容易发生氢引发破裂。另一方面，当Mn含量超过1.20％时，则特别是在连续铸造板坯的情况下，中心偏析增大，在精轧中C浓化，容易形成低温相变硬化组织，产生很多氢引发破裂。所以，本发明中，Mn含量限定为0.80％以上1.20％以下。根据相同的观点，Mn含量的下限优选0.85％，上限优选1.15％。
(P0.020％以下)P是在钢板的中心部浓化而形成硬化组织的元素。当P含量超过0.020％时，板坯中的中心偏析度超过氢引发破裂发生界限，产生局部硬度的上升，容易发生氢引发破裂。所以，本发明中，P含量限定为0.020％以下。根据相同的观点，P含量的上限优选0.018％。
(S0.002％以下、Ca0.001～0.004％)S由于在钢中与Mn结合而形成MnS，因此是越少越好的元素。另外，本发明中虽然添加Ca而进行夹杂物的形态控制，但是同时夹杂物的个数也需要控制。根据此种观点，本发明中，S含量限定为0.002％以下，Ca含量限定为0.001％以上0.004％以下。
(Ti0.005～0.030％)Ti是通过含有0.005％以上而提高钢的强度来使板坯的质量稳定的元素。但是，当Ti含量超过0.030％时，就会使焊接热影响部(HAZ)的韧性变差。所以，本发明中，Ti含量限定为0.005％以上0.030％以下。
(Al0.060％以下)Al虽然被作为脱氧剂在铸造阶段使用，但是当Al含量超过0.060％时，则母材中的夹杂物量增加，使钢的纯净性降低。所以，本发明中，Al含量限定为0.060％以下。
本实施方式中，连续铸造板坯除了这些成分以外，也可以作为任意添加元素含有Cr及Nb的至少一种。以下，对于这些任意添加元素也进行说明。
(Cr0.05～0.20％)Cr通过被添加0.05％以上，就具有提高钢板的强度的效果。但是，当Cr添加量超过0.20％时，就会使通常的管道铺设中的实地焊接性降低，并且成本上升。所以，在添加Cr的情况下，其含量最好限定为0.05％以上0.20％以下。
(Nb0.010～0.050％)Nb是利用板坯加热时的固溶强化来提高钢的强度及韧性的元素。Nb添加量虽然需要根据成品厚度和强度以及韧性平衡来决定，但是当Nb添加量小于0.010％时，则事实上无法获得这些效果。另一方面，当Nb添加量超过0.050％时，则在板坯加热时固溶就会不完全，并且成本上升。所以，在添加Nb的情况下，其含量最好限定为0.010％以上0.050％以下。除了所述元素以外，是Fe及不可避免的杂质。
(钢坯)本实施方式中，作为具有此种钢组成的钢坯，使用连续铸造板坯。这是因为，与铸锭—开坯板坯相比，连续铸造板坯在制造效率、材料利用率及节省能量方面，相当有利。但是，也可以与本实施方式不同，使用铸锭—开坯板坯。
(板坯加热)本实施方式中，将具有此种钢组成的连续铸造板坯加热至1000℃以上1200℃以下。虽然为了确保钢板的韧性，板坯加热温度越低越好，但是当板坯加热温度低于1000℃时，所得的钢板就有可能无法获得API5LX56以下的所需的强度级别。另一方面，当板坯加热温度超过1200℃时，奥氏体粒粗大化，有可能使钢板的韧性变差。所以，本发明中，板坯加热温度限定为1000℃以上1200℃以下。
(热轧、空冷)在将板坯加热至此种温度区域后，通过利用惯用的条件进行热轧而制成所需的板厚，但是本实施方式中，在进行该热轧时，在连续铸造板坯的表面温度为700～750℃的范围内进行最终精轧，其后，空冷至常温。
这样，在精轧时的铁氧体—珠光体相变中，可以分别将作为板厚中心部的Mn浓度与平均Mn浓度之比的Mn偏析度控制为1.3以下，另外将作为板厚中心部的P浓度与平均P浓度之比的P偏析度控制为2.0以下。当精轧时的连续铸造板坯的表面温度低于700℃时，在中心偏析部形成浓集了C、Mn、P的转位密度高的贝氏体—马氏体组织，而提高了氢引发破裂敏感性，另一方面，当超过750℃时，就有可能无法获得给定的钢板强度。本实施方式中，在热轧后，不进行水冷等加速冷却，而通过空冷至常温，就获得所需的钢板。
像这样，就可以获得具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，并根据需要具有Cr0.05～0.20％及Nb0.010～0.050％的至少一种，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢组成，作为板厚中心部的Mn浓度对平均Mn浓度的比值的Mn偏析度在1.3以下，作为板厚中心部的P浓度对平均P浓度的比值的P偏析度在2.0以下，板厚为16.0mm以下，并且强度级别在API5LX56以下的钢板，即具有YS549N/mm2以上、TS696N/mm2以上的强度的钢板。
该钢板具有在热轧后进行空冷而形成的组织，即具有由铁氧体—珠光体—贝氏体构成的复合组织。
该钢板利用如下方面的协同作用，即，由于C含量在0.06％以下，因此由钢板的精轧中伴随珠光体相变而产生的C浓化引起的局部的硬度的上升被抑制，由于Mn含量在0.80％以上，因此屈服应力充分；并且由于Mn含量在1.20％以下，因此精轧中难以形成由Mn的浓化引起的低温相变硬化组织，由于P含量在0.020％以下，因此局部的硬度上升被抑制，另外，在热轧的最终精轧时，通过将连续铸造板坯的表面温度设为700～750℃的范围内，可以将Mn偏析度1.3以下及P偏析度2.0以下一起实现，就具备优良的耐氢引发破裂性。
另外，该钢板利用C含量在0.04％以上、Si含量在0.40％以下、Mn含量在0.80％以上以及板坯加热温度在1000℃以上1200℃以下等的协同作用，就具备API5LX56以下的强度级别。
另外，该钢板可以通过在热轧后不进行水冷而空冷至常温来获得。由此，就不会有由压延后的水冷造成的钢板形状的恶化。由此，可以防止由此种形状恶化引起的生产性的降低。
(实施例1)另外，在参照实施例的同时，对本发明进行进一步具体的说明。在将具有表1所示的钢组成的连续铸造板坯加热至1100℃后，使该连续铸造板坯的表面温度以760℃、750℃、740℃、720℃、710℃、700℃及680℃这7个水平变化，进行最终精轧，其后通过空冷至常温，制造了板厚为15.0mm的薄壁钢板。而且，总精轧的经过次数为12次。
表1
此后，调查了最终精轧时的连续铸造板坯的表面温度对Mn及P的中心偏析度造成的影响。将结果集中表示在表2中。
表2
如表2所示，如果最终精轧时的连续铸造板坯的表面温度在700℃以上，则可以将Mn偏析度1.3以下及P偏析度2.0以下都实现。
(实施例2)在将具有表3所示的钢组成的9种连续铸造板坯A、B、C、A1、A2、A3、A4、A5及A6加热至表4所示的板坯加热温度后，将该连续铸造板坯的表面温度作为表4所示的精加工温度而进行最终精轧，其后通过空冷至常温，制造相当于X52的板厚为12.0mm或15.0mm的薄壁钢板，从这些薄壁钢板中获得试样No.1～试样No.30。
表3
(注)*表示在本发明的范围外。
表4
(注)*表示在本发明的范围外。
对于这些试样No.1～试样No.30，评价了机械实验性能(X52强度)及氢引发破裂性(NACE)。而且，所谓NACE是指在规定为TM0177-90Method A的pH约为3的环境中各试样的氢引发破裂性的发生率的评价结果，将0％作为合格。将实验结果集中表示在表4中。
表4中的试样No.1、试样No.3、试样No.4、试样No.7、试样No.10、试样No.13及试样No.16都是满足本发明的范围的本发明例。它们都同时满足X52强度(YS510N/mm2以上、TS647N/mm2以上)及氢引发破裂性(NACE)。另外，这些试样No.1、试样No.3、试样No.4、试样No.7、试样No.10、试样No.13及试样No.16由于都是通过在热轧后不进行水冷而空冷至常温来获得，因此未产生由压延后的水冷造成的钢板形状的恶化。
与之相反，试样No.2、试样No.5、试样No.8、试样No.11、试样No.14及试样No.17由于精加工温度都大于本发明的范围，因此机械实验性能(X52强度)不佳。
试样No.6、试样No.9、试样No.12、试样No.15及试样No.18由于精加工温度都低于本发明的范围，因此氢引发破裂性(NACE)不佳。
由于试样No.19及试样No.20的C含量大于本发明的范围，试样No.21及试样No.22的Si含量大于本发明的范围，试样No.23及试样No.24的Mn含量大于本发明的范围，试样No.25及试样No.26的P含量大于本发明的范围，试样No.27及试样No.28的S含量及Ca含量都大于本发明的范围，试样No.29及试样No.30的Ca含量大于本发明的范围，因此氢引发破裂性(NACE)都不佳。这是因为，由于由过多的成分造成的硬化组织和Ca类的夹杂物的影响，产生了破裂。
(实施例3)在将具有与表3中的钢种A类似的Cr或Nb的任意添加元素的、具有表5所示的钢组成的3种连续铸造板坯D、E及F加热至表6所示的板坯加热温度后，将该连续铸造板坯的表面温度作为表6所示的精加工温度而进行最终精轧，其后通过空冷至常温，制造相当于5LB的板厚为12.0mm或15.0mm的薄壁钢板，由这些薄壁钢板获得试样No.1～试样No.18。
表5
表6
(注)*表示在本发明的范围外。
对于这些试样No.1～试样No.18，评价了机械实验性能(5LB强度)及氢引发破裂性(NACE)。将实验结果集中表示在表6中。
表6的试样No.1、试样No.4、试样No.7、试样No.10、试样No.13及试样No.16都是满足本发明的范围的本发明例。它们都同时满足5LB强度(YS343N/mm2以上、TS588N/mm2以上)及氢引发破裂性(NACE)。另外，这些试样No.1、试样No.4、试样No.7、试样No.10、试样No.13及试样No.16由于都是通过在热轧后不进行水冷而空冷至常温来获得，因此未产生由压延后的水冷造成的钢板形状的恶化。
与之相反，试样No.2、试样No.5、试样No.8、试样No.11、试样No.14及试样No.17由于精加工温度都高于本发明的范围，因此机械实验性能(5LB强度)不佳。
另外，试样No.3、试样No.6、试样No.9、试样No.12、试样No.15及试样No.18由于精加工温度都低于本发明的范围，因此氢引发破裂性(NACE)不佳。
如上详细说明所示，根据本发明，可以在热轧后不进行水冷等加速冷却的情况下廉价并且高效率地生产板厚在16.0mm以下并且强度级别在API5LX56以下的耐氢引发破裂性优良的薄壁钢板。具有此种效果的本发明的意义极为显著。
权利要求
1.一种耐氢引发破裂性优良的薄壁钢板，其特征是，以重量％表示，具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢组成，作为板厚中心部的Mn浓度对平均Mn浓度的比值的Mn偏析度在1.3以下，作为板厚中心部的P浓度对平均P浓度的比值的P偏析度在2.0以下，板厚为16.0mm以下，并且强度级别在API5LX56以下。
2.根据权利要求1所述的耐氢引发破裂性优良的薄壁钢板，其特征是，以重量％表示，还含有Cr0.05～0.20％及Nb0.010～0.050％的至少一种。
3.一种耐氢引发破裂性优良的薄壁钢板的制造方法，其特征是，通过将具有权利要求1或权利要求2所述的钢组成的钢坯加热至1000～1200℃后，在该钢坯的表面温度在700～750℃的范围内进行最终精轧，其后空冷至常温，而制造板厚为16.0mm以下并且强度级别在API5LX56以下的薄壁钢板。
4.根据权利要求3所述的耐氢引发破裂性优良的薄壁钢板的制造方法，其特征是，所述钢坯为连续铸造板坯。
全文摘要
本发明提供耐氢引发破裂性优良的薄壁钢板及其制造方法，在将连续铸造板坯加热至1000～1200℃后，在其表面温度在700～750℃的范围内进行最终精轧，其后空冷至常温。这样，就制造出具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢组成，作为板厚中心部的Mn浓度对平均Mn浓度的比值的Mn偏析度在1.3以下，作为板厚中心部的P浓度对平均P浓度的比值的P偏析度在2.0以下，板厚为16.0mm以下，并且强度级别在API5LX56以下的薄壁钢板。
文档编号C21D9/46GK1924064SQ200510099018
公开日2007年3月7日 申请日期2005年8月31日 优先权日2005年8月31日
发明者三浦充 申请人:住友金属工业株式会社