抗应变时效性优异的高强度管线管用钢管和高强度管线管用钢板以及它们的制造方法

专利名称：：抗应变时效性优异的高强度管线管用钢管和高强度管线管用钢板以及它们的制造方法
技术领域：
：本发明涉及很适合于用于输送原油、天然气等的管线的高强度管线管用钢管以及作为其坯材的高强度管线管用钢管以及它们的制造方法。
背景技术：
：作为原油、天然气等的长距离输送方法，作为重要的管线干线所使用的管线管用钢管，按美国石油协会(API)标准X80以下的高强度钢管已实用化。迄今为止虽然已提出了高强度、高韧性的管线管用钢管方案(例如日本特开昭62-4826号公报)，但为了(1)通过高压化来提高输送效率、(2)通过降低管线管的外径及重量来提高现场施工效率，希望得到更高强度的管线管。例如，当使用具有卯0MPa以上的抗拉强度的X120级的管线管时，能够使内压即原油或天然气的压力为X65级的管线管的约2倍，因此能够输送约2倍的量的原油或天然气。另外，当提高管线管的强度使耐内压强度提高时，与增大壁厚的情况相比，能够削减材料费、输送费、现场焊接施工费，能够大幅度地节约管线铺设费。另外，管线铺设在寒冷地区的情况也较多，因此必须低温韧性优异。此外，由于施工时管线管彼此的端部被接合，因此也要求具有优异的现场焊接性。曾提出了满足这样的要求，很适合于强度高于专利文献l所提出的管线管用钢管的X120级管线管的、母材的显微组织以贝氏体与马氏体的混合组织为主体的高强度管线管用钢管(例如，日本特开平10-298707号公报、日本特开2001-303191号公报和日本特开2004-52104号)。此外，为了提高管线的纵向的容许变形，进行了使纵向的屈状强度降低的管线管用钢管的开发，但近年来，由用于防止钢管外面腐蚀的防腐蚀涂装所引起的应变时效成为问题。这是因为防腐蚀涂装效果优异的可熔粘接环氧树脂等的加热熔融型防腐蚀涂装被使用的缘故。在对钢管实施加热熔融型的防腐蚀涂装的场合，钢管被加热到200~250°C。特别是将钢板在冷态下成形为管状并将对接部焊接后被扩管的钢管，例如UOE钢管，由于净皮导入了变形，因此由于所谓的应变时效，而使纵向的屈服强度上升的问题显著。应变时效是在被导入了应变的钢被加热时，由于C原子在位错处固着和微细析出物的生成等而使强度上升的现象。然而，上述的专利所提出的钢管，均没有对应变时效予以考虑。针对这样的问题，曾提出了抗应变时效性优异的钢管(例如，日本特开2005-60838号公报、日本特开2005-60839号公报和日本特开2005-60840号/>报)，但这些钢管是在热轧后进行加热的钢管。因此，需要与热轧机邻接地设置加热装置，或者进行另外工序的热处理，因此制造成本增大，生产率受到损害。
发明内容本发明提供高强度管线管用钢管、和作为高强度管线管用钢管的坯材使用的高强度管线管用钢板以及它们的制造方法，本发明的高强度管线管用钢管是为了维持耐内压强度而使圆周方向的抗拉强度为900MPa以上的、相当于API标准X120的高强度管线管用钢管，是将钢板成形为管状，将对接部电弧焊接后被扩管的、不进行热处理从而抑制钢管的纵向屈服强度的由耐腐蚀涂装时的加热所引起的上升，抗应变时效性优异的高强度管线管用钢管。本发明者为了得到圆周方向的抗拉强度为900MPa以上，低温韧性、焊接性优异、而且纵向屈服强度并没有因200250。C的加热而较大地上升的高强度管线管用钢管，着眼于Mo及Mn的含量进行了潜心研究。其结果得到以下见解通过降低Mo量，并且限制Mo/Mn，抗应变时效性提高。本发明是基于这样的见解而完成的，其要旨如下。(1)一种抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管，其特征在于，母材的成分组成以质量％计含有C:超过0.03%但在0.07%以下、Si:0.6%以下、Mn:1.7~2.5%、P:0.015%以下、S:0.003%以下、Al:0.1%以下、Mo:超过0%但不到0.15%、Ti:0.005~0.03%、N:0.001~0.006%、B:0.0006~0.0025%，还含有Ni:1.5%以下、Cu:1.0%以下、Cr:1.0%以下中的一种或两种以上，其余部分由铁以及不可避免的杂质组成，Mo/Mn满足超过0但在0.08以下，由下述式1所示的P值在2.5~4.0的范围内，金属组织包含贝氏体和马氏体，圆周方向的抗拉强度TScppMPaj为900~1100MPa，P值-2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)十2Mo式1其中，C、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo为各元素的含量[质量％。(2)如上述(1)所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管，其特征在于，母材的成分组成以质量％计含有Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.006%以下中的一种或两种以上。(3)如上述(1)或(2)的任一项所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管，其特征在于，母材的Ti和N的含量满足Ti-3.4N〉0。(4)一种抗应变时效性优异的管线管用高强度钢板，是作为抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管的坯材的钢板，其特征在于，以质量％计，含有C:超过0.03%但在0.07%以下、Si:0.6%以下、Mn:1.7~2.5%、P:0.015%以下、S:0.003%以下、Al:0.1%以下、Mo:超过0%但不到0.15%、Ti:0.005~0.03%、N:0.001~0.006%、B:0.0006~0.0025%,还含有Ni:1.5%以下、Cu:1.0%以下、Cr:1.0%以下中的一种或两种以上，其余部分由铁以及不可避免的杂质组成，Mo/Mn满足超过0但在0.08以下，由下述式1所示的P值在2.54.0的范围内，金属组织包含贝氏体和马氏体，横向的抗拉强度TSTpi[MPal为880~1080MPa，P值-2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo…式16其中，C、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo为各元素的含量[质量％。(5)如上述(6)所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢板，是作为上述(4)中所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管的坯材的钢板，其特征在于，以质量％计，含有Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.006%以下中的一种或两种以上。(6)如上述(4)所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢板，其特征在于，Ti和N的含量满足Ti-3.4N〉0。(7)—种抗应变时效性优异的管线管用高强度钢板的制造方法，是上述(4)~(6)的任一项所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢板的制造方法，其特征在于，炼制含有上述(4)~(6)的任一项所述的成分的钢，将铸造得到的板坯加热到1000~1250。C后，在超过900。C的再结晶温度区进行粗轧，接着在700~900。C下实施累积压下量为75%以上的未再结晶区轧制，然后，使板厚中心部的冷却速度为l-30。C/秒而加速冷却到500。C以下的温度。(8)—种抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管的制造方法，其特征在于，将采用上述(7)所述的方法制造的高强度管线管用钢板成形为管状并使得钢板的轧制方向与钢管的纵向一致，将对接部焊接后进行扩管。(9)如上述(8)所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管的制造方法，其特征在于，采用UO工序进行成形，将对接部从内外面通过埋弧焊接进行接合。(10)如上述(8)或(9)所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管的制造方法，其特征在于，扩管率为0.7~2%。图1是表示钢管的纵向屈服强度因时效而引起的变化与Mo添加量的关系的图。图2是表示钢管的纵向屈服强度因时效而引起的变化与Mo/Mn的关7系的图。图3是本发明钢的金属组织的模式图，(a)是下贝氏体的金属组织的模式图，(b)是准上贝氏体的金属组织的模式图。图4是粒状贝氏体的模式图。具体实施例方式管线管用钢管需要在短期内进行大量生产，因此作为其坯材的管线管用钢板要求以不进行淬火、回火等热处理的轧制态制造。另外，从现场焊接性的观点考虑，必须降低C量，为了在这样的条件下满足高强度、高韧性，必须充分使用贝氏体或贝氏体与马氏体的混合组织。另外，为了稳定地得到这样的组织，在热态下对添加B的钢进行控制轧制，进行加速冷却而制造是有效。再者，通过控制轧制、加速冷却而制造的钢板，板横向的强度高于轧制方向的强度，即使将钢板加热到200~250°C，强度也基本上没有变化。将该钢板成形为管状，将对接部电弧焊接，进行扩管而制造的钢管例如采用UOE工序制造的钢管的强度，由于塑性变形而发生变化。特别是钢管的纵向屈服强度YSLpp[MPaI由于由扩管所引起的加工硬化与包申格效应的重叠，根据钢板的组织、特性而复杂地变化。因此，钢管的纵向屈服强度难以由钢板的轧制方向的屈服强度推定，若不测定出扩管后的钢管的特性就不能判明准确的值。此外，若将钢管加热到200-250。C左右，会由于造管时的塑性变形而被导入大量的位错，因此，引起在为钢板时不曾发生的强度变化，由于应变时效而导致屈服强度上升。本发明者^f吏下述高强度管线管用钢管的Mn量及Mo量变化，对抗应变时效性进行了研讨，所述高强度管线管用钢管是C含量低，含有B，根据C、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo各元素的含量[质量％，由下述式lP值-2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo式1表示的P值为2.5~4.0，金属组织包含贝氏体和马氏体的钢管。将扩管后的钢管进行加热到240。C保持10分钟的时效，由时效后的钢管的纵向屈月良强度减去时效前的钢管的纵向屈服强度，将其差作为钢管纵向屈服强度上升量AYStpp[MPal来评价。将钢管纵向屈服强度上升量AYStpp[MPa相对于Mo含量的变化示于图1,相对于Mo/Mn的变化示于图2。由图1可知，将Mo的含量降到小于0.15%时，钢管纵向屈服强度上升量厶YSLpp[MPaj变小，由图2可知，将Mo/Mn降到0.08以下时，钢管纵向屈服强度上升量AYSLpp[MPaj变小，抗应变时效性变得良好。加热到200~250°C时的钢管的纵向屈服强度的上升可推定原因是MoC微细析出。即可以预测，钢中的Mo原子不会通过扩散而移动，但C原子在钢中扩散，与存在于所导入的位错上或附近的Mo结合。因此，可以认为若降低Mo的含量则可抑制MoC析出，抗应变时效性提高。另外，Mn的增加所引起的抗应变时效性提高的原因，可以认为是由于固溶C量减少而导致MoC微细析出物减少的缘故。由以上的研讨可知，抑制Mo含量对提高抗应变时效性有效。另一方面，Mo在热轧中在奥氏体温度区抑制B碳氮化物析出，具有使含B钢的淬硬性稳定的效果，因此优选在容许的范围添加Mo。另外，当降低C量时，在奥氏体温度区B碳氮化物的析出被抑制。再者，所谓奥氏体温度区，是钢的组织为奥氏体单相的温度，即超过在冷却时铁素体转变开始的温度的范围。因此，通过以可以获得必要的强度的量为下限来降低C量，添加B，降低Mo添加量和Mo/Mn比，并且添加能获得淬硬性的合金元素以使得P值为所规定的范围，就可成功地得到本发明的高强度管线管用钢管以及成为其坯材的钢板。以下对本发明的超高强度管线管用钢板以及超高强度管线管的成分元素的限定理由进行说明。再者，在成分组成的说明中，％意指质量％。Mo是本发明中最重要的元素。Mo通过应变时效形成微细的MoC，使对管线管用钢管实施防腐蚀涂装后的纵向屈服强度上升。特别是添加0.15%以上的Mo时，由于对钢管的外面防腐蚀涂装时的加热，钢管的纵向屈服强度上升，因此需使上限小于0.15%。另一方面，为了使钢的淬硬性提高，得到目标的贝氏体主体的组织，需要添加超过0。/。的Mo，为获得该效果，优选添加0.03。/o以上的Mo。Mn是在使本发明钢的显微组织为贝氏体主体的组织，确保优异的强度与低温韧性的平衡方面不可缺少的元素，需添加1.7%以上的Mn。然而，Mn的添加量过多时，钢的淬硬性增加，不仅焊接热影响区(也称为HAZ;HeatAffectedZone)的韧性、现场焊接性劣化，而且助长连铸钢坯的中心偏析，还使母材的低温韧性劣化，因此上限规定为2.5%。另外，Mn也是具有减少固溶C量，抑制应变时效的效果的元素，由于与降低Mo的协同效应，而使抗应变时效性显著提高。因此，在本发明中，将Mo/Mn作为使抗应变时效性提高的重要指标，其上限规定为0.08以下。由于Mo量的下限超过OV。，因此Mo/Mn的下限超过0。再者，由于Mo量的优选下限为0.03%,Mn量的上限为2.5%，因此Mo/Mn的优选下限为0.012。C对钢的强度的提高极为有效，为了得到高强度管线管用钢管所需的强度，必须添加超过0.03%的C。然而，C量过多时，会促进B碳化物析出，招致母材及HAZ的低温韧性和现场焊接性的显著劣化，因此使其上限为0.07%以下。从母材和HAZ的低温韧性及现场焊接性的观点考虑，C量的优选上限为0.06%。Si是作为脱氧剂而添加的元素，对钢的强度的提高也有效，但过剩地添加时，会使HAZ的韧性、现场焊接性显著劣化，因此使上限为0.6%。在通过添加A1、Ti来进行钢的脱氧的场合，不需要添加Si。Al是作为脱氧剂而添加的元素，对组织的微细化也有效。然而，Al量超过0.1%时，Al系非金属夹杂物增加，损害钢的洁净度，因此使上限为0.1%。从低温韧性的观点考虑，Al添加量的优选上限为0.06%。在通过添加Ti、Si来充分地进行脱氧的场合，不需要添加A1。Ti是使TiN^L细地析出，抑制板坯再加热时以及HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，将金属组织微细化，改善母材和HAZ的低温韧性的元素。另外，Ti也作为脱氧元素使用，在Al量为0.005%以下的少量的场合，形成氧化物，也具有将HAZ的组织微细化的效果。另外，由于将损害B的淬提高淬硬性的效果的固溶N以TiN形式固定，因此也对淬硬性的提高有效。为了获得这些效果，需要添加0.005%以上的Ti。但是Ti量过多时，由于由TiC所引起的析出硬化和TiN的粗大化，而使低温韧性劣化，因此使其上限为0.03%。另外，为了抑制BN的生成，提高由B带来的淬硬性提高的效果，优选Ti量的下限超过3.4N质量。/。1。B是在极微量时就飞跃地提高钢的淬硬性，为使钢的显微组织为贝氏体主体而非常有效的元素，需要添加0.0006%以上。特别是与Mo共存时、由于协同效应，淬硬性显著提高，因此极为有效。而过剩地添加时，不仅使低温韧性劣化，而且有时损害提高淬硬性的效果，因此使其上限为0.0025%。另外，为了使粒径粗大化的HAZ的低温韧性提高，优选B添加量的上限为0.0015%以下。N是形成TiN，抑制再加热板坯时及HAZ的奥氏体晶粒的粗大化，使母材、HAZ的低温韧性提高的元素，为了获得该效果，需要添加0.001%以上的N。而过剩地添加N时，会生成粗大的TiN，成为板坯表面缺陷的发生原因，当固溶N增加时，HAZ的韧性降低，损害由添加B所带来的提高淬硬性的效果，因此需将上限抑制在0.006%以下。P和S是杂质元素，为了使母材和HAZ的低温韧性进一步提高，必须限制其含量。通过降低P量，能够减轻连铸板坯的中心偏析，防止晶界破坏，因此使上限为0.015%以下。另外，通过降低S量，能够减少通过热轧而延展的MnS,可使延性和韧性提高，因此使上限为0.003%以下。进而，含有与作为钢的淬硬性指标的P值有关系的Ni、Cu、Cr中的一种或两种以上。添加Ni的目的是不使现场焊接性劣化，使C含量低的本发明钢的低温韧性、强度等的特性提高。Ni的添加，与Mn、Cr、Mo的添加相比，在钢管的壁厚中央部、即与连铸钢坯的中心偏析带对应的部位，形成对低温韧性有害的硬化组织的情况较少。另一方面，Ni的添加量过多时，损害经济性，有时反倒使HAZ的韧性、现场焊接性劣化，因此优选其上限为1.5%。为了使低温韧性和强度提高，优选添加0.1%以上，为了提高HAZ的軔性，优选添加0.3%以上。另外，Ni的添加对防止连铸时、热轧时的Cu裂紋也有效。在该场合，优选添加Cu量的1/3以上的Ni。Cu和Cr是使母材及焊接区的强度提高的元素，但过剩地添加时，有时使HAZ的韧性、现场焊接性劣化，因此优选它们的上限分别为1.0%。为了使母材和焊接区的强度提高，优选Cu和Cr分别添加0.1%以上。进而，还可以添加Nb、V的一方或两方。Nb,通过与Mo—起添加，不仅在控制轧制时抑制奥氏体的再结晶，使贝氏体微细化和稳定化，而且也有助于析出硬化和淬硬性增大，使钢强韧化。另外，若与B—起添加Nb，则淬硬性提高效果协同地提高。另一方面，Nb添加量过多时，有时给HAZ的韧性、现场焊接性造成不良影响，因此优选上限为0.1%。再者，从组织的微细化和钢的强韧化的观点考虑，优选添加0.003%以上的Nb。另外，为了抑制HAZ的软化，更优选添加0.01%以上的Nb。V与Nb相比，虽然效果弱一些，但是具有大致同样的效果，向本发明的钢中添加是有效的。另一方面，为了得到良好的HAZ的韧性和现场焊接性，优选V添加量的上限为0.1%以下。再者，从组织的微细化和钢的强韧化的观点考虑，V添加量的优选下限为0.005%以上。特别是通过Nb与V的复合添加，本发明钢的优异特征变得更显著。另外，从钢的强韧化的观点考虑，V添加量的更优选范围是0.03~0.08%。进而，还可以添加对控制钢的氧化物和碗/f匕物有效的Ca、REM、Mg中的一种或两种以上。Ca和REM，具有控制硫化物特别是MnS的形态，使低温韧性提高的效果。然而，添加Ca量超过0.01%或添加REM超过0.02%时，含有Ca以及REM的夹杂物粗大化，另夕卜，有时变成团簇(cluster)，不仅损害钢的洁净度，而且有时对现场焊接性造成不良影响。为此，优选Ca量和REM量的上限分别为0.01%以下以及0.02%以下。从现场焊接性的观点考虑，更优选将Ca量的上限限制在0.006。/o以下。另外，从低温韧性的12观点考虑，优选Ca量以及REM量的下限分别为0.0005%以上以及0.001%。若考虑钢的洁净度和低温韧性，则Ca量以及REM量的添加量的最佳范围分别为0.001~0.003%以及0.002~0.005%。再者，本发明的高强度管线管用钢管，从硫化物特别是MnS形态的控制的观点考虑，将S量以及O量分别降到0.001%以及0.002%以下，并且使由下述式2表示的指标的ESSP为0.5以上、10以下是特别有效的。ESSP=(Ca)[l-124(0)/1.25S…式2其中，Ca和O分别是Ca含量和O含量。Mg形成微细分散的氧化物，发挥抑制HAZ的粒径的粗大化，使低温韧性提高的效果。然而添加Mg超过0.006%时，有时生成粗大的氧化物，使韧性劣化，因此优选上限为0.006%以下。为了有效地充分利用Mg的微细氧化物，特别是4吏HAZ的低温韦刃性提高，优选添加0.0005%以上的Mg。除了以上的各个添加元素的组成限定以外，还必须使作为淬硬性指标的P值为2.5以上、4.0以下的范围。这是为了本发明的高强度管线管用钢管及作为其坯材的高强度管线管用钢板达到目标的强度和低温韧性的平衡。使P值的下限为2.5，是为了使钢管的圆周方向的抗拉强度为900Mpa以上，并获得优异的低温韧性。另外，使P值的上限为4.0，是为了维持优异的HAZ的韧性、现场焊接性。P值根据C、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo各元素的含量质量。/。l采用下述式l计算。再者，作为选择性地添加的元素的Cr、Ni、Cu的含量分别为小于0.1。/。的场合，作为O来计算P值。P值-2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo式1接着对金属组织进行说明。为了使钢管的圆周方向的抗拉强度为卯OMPa以上，必须抑制粒状贝氏体的生成，4吏金属组织为贝氏体或贝氏体与马氏体的混合组织。本发明的钢由于降低C量并添加了B，因此不生成多边形牵失素体，容易得到特别均质的贝氏体或贝氏体与马氏体的混合组织。在本发明中，需要至少从钢管的外面或内面的表层到5mm处的金属组织是贝氏体或贝氏体与马氏体的混合組织，优选板厚方向的整个面是贝氏体或贝氏体与马氏体的混合组织，对此只要确认板厚中心部的金属组织是贝氏体或贝氏体与马氏体的混合组织即可。对于作为本发明的钢管的坯材的钢板也是同样。使用光学显微镜进行的组织观察，只要将钢管的圆周方向或钢板的横向的截面作为观察面，进行机械研磨后，使用硝酸酒精腐蚀液进行腐蚀即可。再者，钢管的金属组织是除了焊接区和HAZ以外的母材的金属组织。使用光学显#:镜观察本发明的钢的金属组织的场合所看到的原始奥氏体晶界l内的包含贝氏体和马氏体的金属组织模式地示于图3。图3(a)是也被称为下贝氏体的金属组织，由微细的板条2与在板条2内析出的微细的渗碳体3组成。再者，在使用光学显微镜的组织观察中，马氏体也与图3(a)同样地由微细的板条和在板条内析出的微细的渗碳体组成。图3(b)是也被称作准上贝氏体的金属组织，板条的宽度比图3(a)的下贝氏体宽，并且在板条内不存在微细的渗碳体，在板条间具有马氏体与奥氏体的混合物4(也称为MA，Martensite画AusteniteConstituent)。在本发明中，所谓贝氏体，是图3(a)中模式地表示的形态的下贝氏体和图3(b)中模式地表示的形态的准上贝氏体的总称。再者，在使用光学显微镜观察金属组织的场合，马氏体和下贝氏体均是图3(a)中模式地表示的形态，因此判别较困难。所以，在本发明中，所谓包含贝氏体和马氏体的组织，意指贝氏体或贝氏体与马氏体的混合组织。再者，马氏体以及贝氏体、与铁素体以及粒状贝氏体5能够使用光学显微镜来判别。粒状贝氏体与针状铁素体类似，如图4模式地所示，具有比准上贝氏体粗大的MA,并且与贝氏体不同，存在粒状铁素体5。另外，本发明的钢板的金属组织是贝氏体或贝氏体与马氏体的混合组织，这可通过钢板的横向抗拉强度TSTp,[MPa]满足下述式3来确认。这意指TSTpJMPa为由C含量根据6200xC+766求得的、金属组织全部为马氏体的场合的强度的85%以上。TSTpl^0.85(6200xC+766)''式3以下对制造方法进行说明为了制造具有包含微细的贝氏体和马氏体的显微组织的钢板，不仅钢的成分，还必须使制造条件为适当的范围，首先，在再结晶温度区对通过铸造而得到的板坯进行粗轧，接着，对具有再结晶晶粒的钢板实施未再结晶区的轧制，形成为沿板厚方向扁平的奥氏体晶粒。在本发明中，所谓未再结晶区的轧制，是指在未再结晶温度区、并且奥氏体温度区，即上限为再结晶温度以下、下限为在冷却时铁素体转变开始的温度以上的温度范围进行的热轧。未再结晶区的轧制结束后，以适当的冷却速度，即，以生成粗大的粒状贝氏体的冷却速度为下限、以生成贝氏体和马氏体的冷却速度为上限对钢板进行冷却。再者，当冷却速度慢时，金属组织变为准上贝氏体，随着冷却速度的增加，下贝氏体增加，当冷却速度进一步增加时，马氏体增加。在热轧时，将通过连铸或开坯而制造的板坯加热到1000~1250。C。当加热温度小于1000。C时，不能够实现添加元素的充分固溶、铸造组织的一致粒化。而当加热温度超过1250。C时，晶粒粗大化。在将被加热的板坯进行粗轧时，使温度范围为从加热温度以下到超过900。C的再结晶温度区。粗轧的压下率，只要由钢坯的板厚和制品的板厚适宜地确定即可，但优选成为比粗轧的轧制温度低的温度，增大压下率，在未再结晶区的轧制之前，尽量地使晶粒粒径微细。与粗轧接续，在卯0。C以下的未再结晶温度区并且700。C以上的奥氏体温度区，进行累积压下率为75。/。以上的未再结晶区轧制。本发明钢由于Nb等的合金量多，因此卯0。C以下为未再结晶温度区。另外，未再结晶区轧制的轧制结束温度，必须为作为奥氏体温度区的700。C以上，通过使该温度范围下的累积压下率为75%以上，晶粒变得扁平且微细，强度和韧性提高。再者，累积压下率是用百分率表示未再结晶区轧制前的钢板板厚与轧制结束后的板厚之差除以未再结晶区轧制前的钢板板厚所得到的值的。未再结晶区轧制结束后，使钢板的板厚中心部的冷却速度为1~30°C/秒，从700。C以上的奥氏体温度区冷却到500。C以下。这是因为当冷却速度小于rc/秒时，在钢板的板厚中心部产生粒状贝氏体，强度、韧性降低的缘故。而板厚中心部的冷却速度大于30。C/秒时，马氏体增加，强度上升，15损害造管时的成形性和低温韧性。板厚中心部的冷却速度在130。C/秒的范围时，表层和板厚中心部变成包含贝氏体、马氏体的一方或两方的金属组织，低温韧性提高。更详细地进行说明。板厚中心部的冷却速度为110。C/秒的场合，本发明钢由于为低C，因此碳化物的生成被抑制，不是一般可说低温韧性差的上贝氏体，而是变为在板条间生成的MA为残余奥氏体主体的准上贝氏体。通过冷却速度的上升，下贝氏体、马氏体的量增加。当板厚中心部的冷却速度超过10'C/秒时，板厚中心部变成作为准上贝氏体与下贝氏体的混合组织的贝氏体，也有时含有马氏体。此外，板厚中心部的冷却速度变为20。C/秒以上时，即使板厚中心部也有时下贝氏体、马氏体的量增加，钢板的整个面变成包舍下贝氏体和马氏体的金属组织。控制冷却速度的温度范围的下限，即，使加速冷却的停止温度为500。C以下，是为了得到包含微细的贝氏体和马氏体的显微组织的缘故。由此能够防止由奥氏体向粒状贝氏体转变，能够得到包含贝氏体、马氏体的一方或双方的金属组织。从强度和韧性的观点考虑，加速冷却的停止温度的优选范围是300450。C。冷却钢板时的板厚中心部的冷却速度，可以使用放射温度计等测定冷却前后的钢板表面的温度，通过热传导计算来求得板厚中心部的温度，冷却前后的温度差除以时间来求出即可。另外，若预先使板厚、冷却条件例如水冷条件变化，使用热电偶求得钢板的板厚中心部的温度随时间的变化，则能够通过冷却条件控制冷却速度。再者，为了校正放射温度计、求出热传导计算的参数，优选一边使用热电偶测定钢板的表面和板厚中心部的温度一边在模拟实际操作的种种条件下进行冷却，测定温度随时间的变化。优选在未再结晶区轧制结束后立即开始冷却，但有时在直到冷却装置的输送中温度降低。因此，在700。C下结束未再结晶区轧制的场合，虽然有时冷却开始温度变为700。C以下，但是若使从未再结晶区轧制结束到冷却开始的时间为60秒以内、优选为30秒以内，则没有问题。将这样地得到的钢板成形为管状并使得轧制方向与钢管的纵向一致，将对接部焊接，制成钢管。在本发明中，为了提高钢管的正圆度，必须在对接部接合后进行扩管。本发明的管线管，通常是直径为450~1500mm、壁厚为10~40mm左右的尺寸。为了高效率地制造这样的尺寸的钢管，优选通过将钢板成形为U形，接着成形为O型的UO工序来制管。另外，成形后，在将接合部定位焊接后进行的从内外面的焊接，从生产率的观点考虑优选埋弧焊接。将钢管进行扩管的场合，为了提高正圆度必须使其变形到塑性区，本发明的高强度管线管用钢管的场合，优选扩管率为0.7%以上。扩管率[%由下述式4定义。扩管率=(扩管后圆周-扩管前圆周)/扩管前圆周xl00..式4使扩管率为2%以上时，母材、焊接区均因塑性变形而导致韧性劣化增大。因此，优选扩管率为0.7~2%。实施例使用300吨转炉炼制表1所示的化学成分的钢后，制成连铸钢坯，然后再加热到UOO。C，在超过卯0。C的再结晶区进行轧制，接着进行使在750900。C的温度范围的累积压下量为80%的未再结晶区轧制。在750。C结束未再结晶区轧制后，从700。C以上的温度以表2所示的条件进行水冷的加速冷却，制造了板厚为18mm的钢板。冷却速度，是使用放射温度计测定冷却开始前后的钢板的表面温度，通过热传导计算求得钢板的板厚中心部的温度，温度差除以冷却时间从而求得。通过UO工序将这些钢板成形为管状，将对接部定位焊接后进行了埋弧焊接。埋弧焊接是在三电极、1.5m/分、线能量2.8kJ/mm的焊接条件下，从内外面各进行一个焊层的焊接。然后，进行扩管率为1%的扩管，制造了外径为965mm的钢管。从这些钢管的表面、板厚中心部、表面与板厚中心的中央部，以圆周方向的截面为观察面制取试样，使用光学显微镜进行金属组织的观察。再者，金属组织观察用的试样的观察面进行机械研磨后，使用硝酸酒精腐蚀液进行腐蚀。其结果，任一钢管都没有观察到粒状贝氏体，被确认整个面是由贝氏体和马氏体组成的金属组织。由这些钢板和钢管制取拉伸试片，按照API5L标准实施拉伸试验。对钢板的纵向(L方向)和横向(T方向)及钢管的纵向(L方向)，从钢板和钢管制取总厚试片。对于钢管的圆周方向(C方向)，由钢管切取总厚的圆弧状矩形，通过压制加工而呈扁平，制作了以圆周方向为纵向的总厚试片。屈服强度作为0.2%残余偏移量时的屈服强度来进行评价。再者，钢管的L方向的拉伸试片的一部分，实施加热到220。C，保持10分钟的时效处理，由时效后的试片的屈服强度减去时效前的试片的屈服强度，将其差作为钢管纵向屈服强度上升量AYStpp[MPal来评价。再者，钢管纵向屈服强度上升量AYSLpp[MPa，将100MPa以下作为良好的范围。另夕卜，使用全尺寸的2mmV型缺口的试片，按JISZ2242标准在-30。C下进行夏比冲击试验。夏比冲击试片是以圆周方向为纵向进行制作的。将钢板和钢管的特性示于表2。N0.1-10的钢板和钢管，是使用化学成分在本发明的范围内的钢A~G，在本发明的范围内的条件下制造的，强度在目标范围，低温韧性也高。而N0.11，其Mo量比本发明的范围多，因此由时效所引起的钢管纵向屈服强度上升量AYSLpp[MPal大。N0.12其C量比本发明的范围少，因此不满足强度。本发明中表示数值范围的"以上，，和"以下"均包括本数。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>权利要求1.一种抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管，其特征在于，母材的成分组成以质量％计含有C超过0.03％但在0.07％以下、Si0.6％以下、Mn1.7～2.5％、P0.015％以下、S0.003％以下、Al0.1％以下、Mo超过0％但不到0.15％、Ti0.005～0.03％、N0.001～0.006％、B0.0006～0.0025％，还含有Ni1.5％以下、Cu1.0％以下、Cr1.0％以下中的一种或两种以上，其余部分由铁以及不可避免的杂质组成，Mo/Mn满足超过0但在0.08以下，由下述式1所示的P值在2.5～4.0的范围内，金属组织包含贝氏体和马氏体，圆周方向的抗拉强度TSCpp[MPa]为900～1100MPa，P值＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo…式1其中，C、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo为各元素的含量[质量％]。2.如权利要求1所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管，其特征在于，母材的成分组成以质量％计含有Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.006%以下中的一种或两种以上。3.如权利要求1所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管，其特征在于，母材的Ti和N的含量满足Ti-3.4N〉0。4.一种抗应变时效性优异的管线管用高强度钢板，是作为抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管的坯材的钢板，其特征在于，以质量。/。计，含有C:超过0.03%但在0.07%以下、Si:0.6%以下、Mn:1.7~2.5%、P:0.015%以下、S:0.003%以下、Al:0.1%以下、Mo:超过0%但不到0.15%、Ti:0.005~0.03%、N:0.001~0.006%、B:0.0006~0.0025%,还含有Ni:1.5%以下、Cu:1.0%以下、Cr:1.0%以下中的一种或两种以上，其余部分由铁以及不可避免的杂质组成，Mo/Mn满足超过0但在0.08以下，由下述式1所示的？值在2.5~4.0的范围内，金属组织包含贝氏体和马氏体，横向的抗拉强度TSTp,[MPa为880~1080MPa，P值=2.70+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo式1其中，C、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo为各元素的含量[质量％]。5.如权利要求4所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢板，是作为权利要求4中所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管的坯材的钢板，其特征在于，以质量。/o计含有Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.02%以下、Mg:0.006%以下中的一种或两种以上。6.如权利要求4所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢板，其特征在于，Ti和N的含量满足Ti-3.4N〉0。7.—种抗应变时效性优异的管线管用高强度钢板的制造方法，是权利要求4~6的任一项所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢板的制造方法，其特征在于，炼制含有权利要求6~9的任一项所述的成分的钢，将铸造得到的板坯加热到10001250。C后，在超过卯0。C的再结晶温度区进行粗轧，接着在700~900。C下实施累积压下量为75%以上的未再结晶区轧制，然后，使板厚中心部的冷却速度为l-30。C/秒而加速冷却到500°C以下的温度。8.—种抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管的制造方法，其特征在于，将采用权利要求7所述的方法制造的高强度管线管用钢板成形为管状并使得钢板的轧制方向与钢管的纵向一致，将对接部焊接后进行扩管。9.如权利要求8所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管的制造方法，其特征在于，采用UO工序进行成形，将对接部从内外面通过埋弧焊接进行接合。10.如权利要求8或9所述的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管的制造方法，其特征在于，扩管率为0.7~2%。全文摘要本发明提供抑制了经扩管的钢管的纵向屈服强度的由耐腐蚀涂装时的加热所引起的上升，并且抗应变时效性优异的高强度管线管用钢管和作为其坯材的钢板。本发明的抗应变时效性优异的管线管用高强度钢管，其特征在于，母材的成分组成以质量％计含有Mo超过0％但不到0.15％、Mn1.7～2.5％，Mo/Mn满足超过0但在0.08以下，含有C、Si、P、S、Al、Ti、N、B，还含有Ni、Cu、Cr中的一种或两种以上，其余部分由铁以及不可避免的杂质组成，P值在2.5～4.0的范围内，金属组织包含贝氏体和马氏体，P值＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo。进而，还可以含有Nb、V、Ca、REM、Mg中的一种或两种以上。文档编号C22C38/00GK101448967SQ20078001863公开日2009年6月3日申请日期2007年5月14日优先权日2006年5月24日发明者原卓也,土井直己,寺田好男,朝日均申请人:新日本制铁株式会社