低温韧性优良的管线管用高强度钢管及管线管用高强度钢板与它们的制造方法

专利名称：：低温韧性优良的管线管用高强度钢管及管线管用高强度钢板与它们的制造方法
技术领域：
：本发明涉及在用于输送原油、天然气等的管线管方面合适的管线管用钢管及作为其坯料的钢板以及它们的制造方法。
背景技术：
：作为在对于原油、天然气等的长距离输送方法来说重要的管线管的干线中使用的管线管用钢管，已经提出了高强度、高韧性的管线管用钢管(例如，特开昭62-4826号公报)。到目前为止，达到美国石油协会(API)规格中X80以下的高强度钢管的实用化在不断发展，近年来，迫切希望得到为了(1)高压化带来的输送效率的提高和(2)管线管的外径以及重量的降低带来的现场施工效率的提高的更高强度的管线管。例如，如果使用具有900MPa以上的抗拉强度的X120级的管线管，由于可以将内压即原油或天然气的压力设为X65级的管线管的约2倍，因此，可以输送约2倍的量的原油或天然气。此外，在通过提高管线管的强度来提高耐内压强度时，与使壁厚增厚的情况相比，可以削减材料费、输送费、现场焊接施工费，从而能够大幅节省管线管铺设费用。此外，管线管被铺设在寒冷地区的情况也很多，因此，需要低温韧性优良。而且，为了在施工时能够将管线管彼此之间的端部接合，还要求优良的现场焊接性。已经提出了一种高强度管线管用钢管(例如，特开平10-298707号公报、特开2001-303191号公报以及特开2004-52104号公报)，该高强度管线管用钢管满足上述要求，适用于比在专利文献1中提出的管线管用钢管的强度更高的X120级的管线管，且其母材的微观组织以贝氏体和马氏体的混合组织为主体。而且，在制造钢管的时候，将钢板成形为管状，且对接部被缝焊。在像高强度管线管用钢管那样要求韧性以及生产效率的情况下，在缝焊时优选从内表面和外表面的埋弧焊。这样，在对钢材进行多次焊接的情况下，6因在先焊接的热量输入而粗大化的焊接热影响区(SeatEffectedgone,称为HAZ)通过在后焊接的热量输入而被再加热，存在韧性降低的问题。已经公知该再加热后的HAZ(也称为再热HAZ)的韧性的降低是由马氏体和奥氏体的混合物(Martensite—^usteniteConstituent,称为MA)的生成而引起的。针对这样的问题，本发明人等中的一部分发明人提出了通过降低再热HAZ的MA的面积率、抑制再热HAZ的固化来抑制韧性的降低的方法(例如，特开2004-68055号公报以及特开2004-99930号公报)。但是，在特开2004-68055号公报中提出的方法是将钢管的焊接部进行热处理的方法。因此，希望得到不需要焊接部的热处理的方法或者在进行热处理的情况下能进一步提高低温度下的韧性的技术。此外，特开2004-99930号公报中提出的方法是必须控制焊接后的冷却速度的方法，根据制造条件，焊接部的冷却速度有时难以控制。因此，还需要不依赖于焊接部的冷却速度、使再热HAZ韧性提高的技术。
发明内容本发明提供了作为抑制了再热HAZ的韧性降低的低温韧性优良的API规格X120级的管线管用高强度钢管及其制造方法，还提供了用作管线管用高强度钢管的坯料的管线管用高强度钢板及其制造方法。本发明人为了得到周向的抗拉强度为900MPa以上、低温韧性尤其是HAZ的低温韧性优良的管线管用高强度钢管，着眼于有助于MA的生成的C、Si、Al、Nb、Mo的量而进行了深入研究。结果发现通过将C、Si、Al、Nb、Mo的量控制在适当的范围内，能够抑制在再热HAZ的原奥氏体晶界中的MA的生成，提高HAZ的低温韧性。本发明是基于这些发现而完成的，其主旨如下所述。(1)一种低温韧性优良的管线管用高强度钢管，该钢管通过将钢板成形为管状、且将该钢板的对接部从内表面和外表面各焊接一层而得到，所述钢管的母材的成分组成以质量％计含有C:0.0200.080%、Si:0.010.50%、Mo:0.010.15%、Al:0.00050.030%、Nb:0.00010.030%，且C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb为0.100%以下的范围，而且进一步含有Mn:1.502.50%、Ti:0.0030.030%、B:0.00010.0030%，并限制P:0.020%以下、S:0.0030%以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，焊接热影响区的再热区的原奥氏体晶界中存在的奥氏体与马氏体的混合物的宽度为10um以下、长度为50um以下。(2)根据上述(1)所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管，其特征在于，母材的周向的抗拉强度为900MPa以上。(3)根据上述(1)或(2)所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管，其特征在于，焊接金属的成分组成以质量^计含有C:0.0100.100%、Si:0.010.50%、Mn:1.002.00%、Ni:1.303.20%、Al:0.00050.100%、Ti:0.0030.050%、O:0.00010.0500%，而且Cr、Mo、V中的一种或两种以上合计含有1.002.50%，并限制P:0.020%以下、S:0.0100%以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成。(4)根据上述(3)所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管，其特征在于，焊接金属的成分组成以质量X计含有B:0.00010.0050%。(5)根据上述(1)(4)中任意一项所述的低温韧性优良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Cu:0.051.50X和Ni:0.055.00%中的一种或两种。(6)根据上述(1)(5)中任意一项所述的低温韧性优良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Cr:0.021.50%、W:0.012.00%、V:0.0100.100%、Zr:0.00010.0500%、Ta:0.00010.0500%中的一种或两种以上。(7)根据上述(1)(6)中任意一项所述的低温韧性优良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Mg:0.00010.0100%、Ca:0.00010.0050%、REM:0.00010.0050%、Y:0.00010.0050%、Hf:0.00010.0050%、Re:0.00010.0050%中的一种或两种以上。(8)—种低温韧性优良的管线管用高强度钢板，该钢板是上述(1)(4)中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的坯料，其特征在于，所述钢板的成分组成以质量％计含有C:0.0200.080%、Si:0.010.50%、Mo:0.010.15%、Al:0.00050.030%、Nb:0.00010.030%，且C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb为0.100%以下的范围，而且进一步含有Mn:1.502.50%、Ti:0.0030.030%、B:0.00010.0030%，并限制P:0.020%以下、S:0.0030%以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成。(9)根据上述(8)所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢板，该钢板是上述(5)所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的坯料，其特征在于，所述钢板的成分组成以质量％计含有Cu:0.051.50%和Ni:0.055.00%中的一种或两种。(10)根据上述(8)或(9)所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢板，该钢板是上述(6)所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的坯料，其特征在于，所述钢板的成分组成以质量^计含有Cr:0.021.50。％、W:0.012.00%、V:0.0100.100%、&:0.00010.0500%、Ta:0扁10.0500%中的一种或两种以上。(11)根据上述8(10)中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢板，该钢板是上述7所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的坯料，其特征在于，所述钢板的成分组成以质量^计含有Mg:0.00010.0100%、Ca:0.00010.0050%、REM:0.00010.0050%、Y:0.00010.0050%、Hf:0.00010.0050%、Re:0.00010.0050%中的一种或两种以上。(12)—种低温韧性优良的管线管用高强度钢板的制造方法，该方法是上述(8)(11)中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢板的制造方法，其中，将包含上述(8)(11)中任意一项所述的成分的钢进行熔炼、铸造而制成钢坯，并将钢坯再加热到100(TC以上，将未再结晶温度区中的压下比设定为3以上而进行热轧，在500'C以下停止水冷。(13)—种低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，该方法是上述(1)(7)中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，其中，将通过上述(8)(11)中任意一项所述的方法制造的低温韧性优良的管线管用高强度钢板成形为管状，并将对接部焊接，然后进行扩管。(14)根据上述(13)所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，其中，将钢板通过UO工序成形为管状，将对接部从内外表面进行埋弧焊，然后进行扩管。9(15)根据上述(12)(14)中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，其中，在上述(14)所述的埋弧焊中使用的焊丝的成分组成以质量％计含有C:0.010.12%、Si:0.050.50%、Mn:1.002.50%、Ni:2.008.50%，而且Cr、Mo、V中的一种或两种以上按Cr+Mo+V为1.005.00%的范围含有，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成。(16)根据上述(15)所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，其中，焊丝的成分组成以质量X计含有B:0.00010.0050%。(17)根据上述(12)(16)中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，其中，在焊接后、扩管前，对焊接部以及焊接热影响区进行热处理。(18)根据上述(12)(17)中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，其中，在对焊接部以及焊接热影响区进行热处理时的加热温度为200500°C。图1是再热HAZ的示意图。图2是表示成分对再热HAZ的韧性的影响的图。图3是焊接金属的再热HAZ的示意图。图4是马氏体或者贝氏体的示意图。图5是粒状贝氏体的示意图。具体实施例方式首先，对HAZ的低温韧性进行说明。如图1示意所示的那样，再热HAZ1是在先焊接的熔融线附近的焊接金属以及HAZ通过在后焊接进行了再加热的部位。虽然根据焊接时的热量输入而多少不同，但通常HAZ为自熔融线10mm以内的部位。在再热HAZ中，沿着原奥氏体晶界3存在粗大的MA2，其成为破坏的起点时，低温韧性显著降低。因此，难以使高强度管线管用钢管的板厚的1/2部分中的HAZ的韧性提高，尤其是在与再热HAZ相当的部位、例如在距熔融线为lmm或2mm的位置设置了切口的情10况下，一40。C下的夏比冲击试样吸收功(Charpyabsorbedenergy)小于50J。本发明人等为了明确有助于生成MA的元素对焊接热影响区的低温韧性的影响、即C、Si、Al、Nb、Mo的添加量与HAZ的韧性的关系，而进行了深入研究。首先，从由各种成分組成形成的钢材选取试样，实施模拟了再热HAZ的热过程的热处理(称为再热HAZ再现试验)。该热处理是将钢材加热到1400。C之后马上冷却到室温，进一步加热到75(TC之后马上冷却到室温，将冷却时的从75(TC至50(TC的冷却速度设定为510°C/s。从再热HAZ再现试验后的钢材按照JISZ2242获取V型切口试验片，实施一4(TC和一6(TC下的夏比冲击试验。通过再热HAZ再现试验来评价的韧性的结果如表2所示。图2表示C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb的量与由模拟试验得到的再热HAZ的一4(TC和一6(TC下的夏比冲击试样吸收功的关系。从图2可以看出，能将C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb的量抑制在0.100%以下时，一40。C和一60。C下的再热HAZ的夏比冲击试样吸收功为50J以上。接着，调査了C、Si、Al、Nb、Mo的添加量对再热HAZ中的MA的生成的影响。从与低温韧性的评价相同地进行了再热HAZ再现试验的钢材选取试样，进行机械研磨以及硝酸乙醇(Nital)蚀刻，用扫描型电子显微镜(fanningglectronMicroscope,称为SEM)来观察金属组织。在利用该SEM的观察中，由于原奥氏体晶界中存在的MA全部为白色，因此能够进行判别。测定了该在原奥氏体晶界中生成的MA的尺寸的结果是在通过再热HAZ再现试验而评价的韧性为良好的条件下，MA的宽度为10"m以下，长度为50um以下。基于以上见解，又反复进行了研讨，结果确认将C量抑制到0.080%以下，优选为0.060%以下，将Si抑制到0.50X以下，将Mo抑制到0.15%以下，将Al以及Nb抑制到0.030%以下，且将C+0.25Si+0.1Mo+Al屮Nb的合计量设定为0.100%以下时，在再热HAZ中，能够抑制沿着粗大化了的原奥氏体晶界生成的MA的粗大化，且一4(TC和一6(TC下的夏比冲击试样吸收功提高到50J以上。本发明人等与再热HAZ同样对再热焊接金属的韧性进行了研讨。如图3示意所示的那样，再热焊接金属是通过在先焊接形成的周向的中央部的焊接金属通过在后焊接而被再加热的部位。再热焊接金属4虽然根据焊接时的热量输入而多少不同，但是，通常是在通过在先焊接形成的焊接金属的周向的中央部中，自在后焊接的熔融线的距离为5mm以内的部位。再热焊接金属中也与再热HAZ同样，沿着原奥氏体晶界存在粗大的MA，其成为破坏的起点，有时使夏比冲击试样吸收功显著降低。对于再热焊接金属，将C量抑制到0.100%以下，将Si抑制到0.50。/^以下，优选为0.40%以下，将A1抑制到0.100%以下，且将Cr+Mo+V抑制到2.50X以下时，能够抑制沿着原奥氏体晶界生成的MA的粗大化，将含再热焊接金属的部位、例如在先焊接和在后悍接的会合部作为中心而选取试验片，在焊接金属的周向的中央部中设置有切口的情况下，例如，一4(TC及一60'C下的夏比冲击试样吸收功为50J以上。下面，对作为本发明的高强度钢管的母材、钢管的坯料的钢板的成分组成的限定理由进行叙述。C是提高钢的强度的基本元素，必须添加0.020%以上。另一方面，通过添加超过0.080%的过量的C，钢材的焊接性降低，再热HAZ中生成粗大的MA，从而韧性降低，因此，将C量的上限设定为0.080%以下。从低温韧性和强度的观点来看，C量优选的范围为0.0300.060%。Si为脱氧元素，必须添加0.01%以上。另一方面，Si量超过0.50X时，再热HAZ中生成粗大的MA，从而韧性降低，因此，将上限设定为0.50%以下。Mo为使淬火性提高、形成碳氮化物而使强度提高的元素，为了得到该效果，必须添加0.01%以上。另一方面，添加超过0.15X的大量的Mo时，强度上升，从而韧性降低，此外，再热HAZ中生成粗大的MA而损害韧性，因此，将上限设定为0.15%以下。Al为脱氧元素，必须添加0.0005%以上。为了充分降低氧量，Al优选添加0.001%以上。另一方面，Al超过0.030%而添加时，再热HAZ中生成粗大的MA，从而韧性降低，因此，将上限设定为0.030%以下。Nb可形成碳化物、氮化物，是对提高强度有效的元素。为了获得该效果，必须添加0.0001%以上。为了充分提高强度，优选添加0.001%以上的Nb。另一方面，Nb超过0.030%而添加时，在再热HAZ中生成粗大的MA，12从而韧性降低，因此，将上限设定为0.030%以下。而且，在本发明中，C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb必须为0.100%以下。这是因为C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb超过0.100%时，再热HAZ中生成粗大的MA，从而韧性降低。由于C、Si、Mo、Al以及Nb的下限分别为0.020%、0.01%、0.01%、0.0005%以及0.0001%，因此，C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb的下限为0.0241%。此外，Al和Nb优选的下限均为0.001%，因此，C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb的优选的下限为0.0255%。Mn为在钢的强度及韧性的调整中必需的元素，小于1.50%时，难以确保强度，超过2.50%时，HAZ的韧性降低。因此，Mn的添加量设定为1.50%2.50%。Ti为脱氧元素，并且是形成氮化物、在晶粒的细粒化中发挥效果的元素。为了获得效果，必须添加0.003%以上。另一方面，超过0.030%而添加时，碳化物的形成导致韧性显著降低，因此，将上限设定为0.030%。B在固溶时使淬火性增加，并且以BN的形式析出时使得固溶N降低，是使得HAZ的韧性提高的元素。为了使得强度和韧性的平衡变得良好，必须使添加量为0.00010.0030%。P为杂质，含量超过0.020%时，明显阻碍钢管的母材的韧性，因此，将上限设定为0.020%以下。为了抑制钢管的HAZ的韧性的降低，优选将P含量的上限设定为0.010%以下。S也为杂质，含量超过0.0030%时，生成粗大的硫化物，损害韧性，因此，将上限设定为0.0030%。另外，在本发明中，作为改善强度以及韧性的元素，可以添加Cu、Ni、Cr、V、Zr、Ta中的一种或两种以上的元素。Cu为不会使韧性降低且对强度上升有效的元素，但是，含量小于0.05%时，有时无法得到充分的效果，超过1.50%时，在钢坯加热时或焊接时容易发生裂纹。因此，01的含量优选为0.05%1.50%。Ni为对韧性以及强度的改善有效的元素，为了获得该效果，优选添加0.05%以上。另一方面，Ni超过5.00%而添加时，有时会损害焊接性，因此，优选将上限设定为5.00%以下。Cr为通过析出强化而有助于钢的强度提高的元素，优选添加0.02%以上。另一方面，Cr超过1.50X而添加时，有时会使淬火性上升，并生成贝氏体组织，损害韧性，因此，优选将上限设定为1.50%。W为使淬火性提高、并使强度提高的元素，为了得到该效果，优选添加0.01%以上。另一方面，添加超过2.0%的大量的W时，强度上升，从而韧性降低，并且为了抑制在再热HAZ中生成粗大的MA，优选将上限设定为0.50%以下。V、Zr、Ta为形成碳化物、氮化物并有助于强度的提高的元素，优选分别将下限设定为0.010%以上、0.0001%以上、0.0001%以上。为了充分获得强度提高的效果，Zr以及Ta的优选的下限均为0.001%以上。另一方面，V、Zr、Ta过量添加时，有时会损害韧性，因此，V、Zr、Ta的上限分别设定为0.100%以下、0.0500%以下、0.0500%以下。此外，为了控制氧化物、夹杂物的形态，也可以添加Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re中的一种或两种以上。Mg作为脱氧元素是有效的，优选添加0.0001%以上。此外，Mg作为粒内相变以及钉扎粒子(pinningparticle)而起作用，有助于钢以及HAZ的细粒化，因此为了获得该效果，优选添加0.0010%以上。另一方面，Mg超过0.0100%而添加时，容易生成粗大的氧化物，有时会损害母材以及HAZ的韧性，因此，优选将上限设定为0.0100%以下。Ca、REM、Y、Hf以及Re为生成硫化物、尤其是对于抑制在轧制方向上延伸的MnS的生成而有效的元素。为了获得钢材板厚方向的特性、尤其是耐层状撕裂性的改善的效果，优选将Ca、REM、Y、Hf以及Re的添加量的下限分别设定为0.0005%以上。另一方面，Ca、REM、Y、Hf以及Re的添加量超过0.0050%时，有时会形成粗大的夹杂物而损害韧性，因此，优选将上限分别设定为0.0050%以下。含有上述成分的钢在炼钢工序中熔炼后，经过连续铸造工序形成钢坯，通过热轧形成钢板。在本发明中，热轧是重要的，将钢坯再加热后，在再结晶温度以上的温度下进行再结晶区轧制，然后在低于再结晶温度且在奥氏体区域中，进行未再结晶区轧制。为了使得钢板的组织变得微细，优选为了使原奥氏体平均粒径为20ym以下，热轧必须在以下条件下进行。在将钢坯热轧的情况下，再加热的温度设定为100(TC以上。这是因为在钢的组织形成奥氏体单相的温度下、即在奥氏体区域进行热轧，可以使钢板的晶体粒径变得微细。上限没有规定，但是，为了抑制原奥氏体晶粒的粗大化，优选将再加热温度设定为125(TC以下。将未再结晶区轧制的压下比设定为3以上。由此，原奥氏体的晶体粒径变得微细，平均粒径变成20ym以下。另外，在本发明中，未再结晶区轧制的压下比是指，未再结晶轧制开始前的板厚除以未再结晶区轧制后的板厚的比值。此外，为了将原奥氏体的晶体粒径微细化，再结晶区轧制的压下比优选为2以上。另外，本发明中，再结晶区轧制的压下比是指，钢坯的板厚除以再结晶区轧制后的板厚的比值。此外，未再结晶区轧制以及再结晶区轧制的压下比的上限没有规定，但是考虑到轧制前的钢坯的板厚和轧制后的钢板的板厚，通常为10以下。另外，在轧制结束后实施水冷，而水冷停止温度若为50(TC以下，就能获得优良的强度和韧性。水冷停止温度的下限没有规定，也可以水冷至室温，但是从生产效率和氢致缺陷考虑，优选为150。C以上。这样得到的钢板的金属组织中，贝氏体的面积率或者贝氏体与马氏体的面积率为80%以上，作为剩余部分的粒状贝氏体、多角形铁素体、MA中的一种或两种以上的合计量为20%以下。将该钢板作为坯料制造的钢管的周向的抗拉强度为900MPa以上，低温韧性也优良，一4(TC下测定的夏比冲击试样吸收功为200J以上。在将钢板成形为管状后通过将对接部进行电弧焊接来形成钢管的情况下，成形优选为将钢板进行C压制、U压制、O压制的UOE工序。UOE工序是适合于高强度且板厚为1030mm的管线管用钢管的成形的制造工序。从焊接金属的韧性和生产效率的观点来看，电弧焊接优选采用埋弧焊。如果将由本发明的成分组成形成的钢板作为坯料，从钢管的内表面以及外表面进行焊接的热量输入较大的埋弧焊，也能使沿着再热HAZ的原奥氏体晶界生成的MA的宽度达到10nm以下，长度达到50um以下。此外，在进行埋弧焊时，优选热量输入为10.0kJ/mm以下。由此，HAZ的原奥氏体的平均粒径为500ym以下，能进一步縮短沿着再热HAZ的原奥氏体晶界生成的MA的宽度及长度。MA可以从再热HAZ选取试样，进行机械研磨以及硝酸乙醇蚀刻，用SEM进行观察。利用SEM的MA的观察可以在100010000倍的倍率下进行。由于存在于原奥氏体晶界中的MA的宽度以及长度越小越优选，因此，下限没有规定，但是在小于0.1ixm时，难以判别。此外，考虑到母材引起的成分的稀释，为了使焊接金属的成分组成在后述的范围内，焊丝优选设定为以下的成分。即，该焊丝的成分组成以质量X计含有C:0.010.12%、Si:0.050.5%、Mn:1.02.5%、Ni:2.08.5%，而且Cr、Mo、V中的一种或两种以上按Cr+Mo+V为1.05.0%的范围含有，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成。也可以含有B:0細10.0050%。进一步地，对焊接金属的成分组成进行说明。C是对强度提高极有效的元素，优选含有0.010%以上。但是，c量过多时，容易发生焊接低温裂纹，特别是有时现场焊接部与缝焊交叉的所谓的"T交叉部"的HAZ硬化而损害韧性。因此，优选将C量的上限设定为0.100%。为了使焊接金属的韧性提高，更优选将上限设定为0.050%以下。为了防止作为焊接缺陷的气孔的产生，优选含有0.01%以上的Si。另一方面，过量含有时，低温韧性显著变差，因此，优选将上限设定为0.50%以下。特别是在进行多次焊接的情况下，有时再热焊接金属的低温韧性会劣化，因此，更优选将上限设定为0.40%以下。Mn是对确保优良的强度和韧性的平衡而有效的元素，优选将下限设定为1.00%以上。但是，如果含有大量的Mn，则助长了偏析，不仅低温韧性劣化，而且也难以制造在焊接中使用的焊丝，因此，优选将上限设定为2.00%以下。Ni是提高淬火性而确保强度、且使低温韧性提高的元素，优选含有1.30%以上。另一方面，Ni的含量过多时，有时会发生高温裂纹，因此，将上限设定为3.20%以下。Al是在制造焊丝时为了良好地进行精炼以及凝固而添加的元素，由于也可以在母材中添加，有时可以含有0.0005%以上。此外，为了活用微细的Ti系的氧化物来抑制焊接金属的粒径的粗大化，优选含有0.001%以上的A1。但是，由于A1是促进MA的生成的元素，含量的优选上限为0.100Q^以下。Ti是生成微细的氧化物而使焊接金属的粒径微细化的元素，优选含有0.003%以上。另一方面，大量含有Ti时，Ti的碳化物大量生成，使得低温韧性劣化，因此，优选将上限设定为0.050%以下。O为杂质，焊接金属中最终残留的氧量大多为0.0001%。但是，O量超过0.0500%而残留时，粗大的氧化物增多，焊接金属的韧性会降低，因此，优选将限定为0.0500%以下。Cr、Mo、V均为提高淬火性的元素，为了焊接金属的高强度，优选Cr、Mo、V中的一种或两种以上合计含有1.00%以上。另外，Cr、Mo、V中的一种或两种以上的合计量超过2.50%时，有时低温韧性会劣化，因此，优选将上限设定为2.50%以下。P以及S为杂质，为了焊接金属的低温韧性的劣化、低温裂纹感受性的降低，P以及S的上限优选分别设定为0.020%以及0.0100以下。另夕卜，从低温韧性的观点来看，P的更优选的上限为0.010%。焊接金属也可以进一步含有B。B是使焊接金属的淬火性增加的元素，为了提高强度，优选含有0.0001%以上。另一方面，B的含量超过0.0050%时，有时会损害韧性，因此，优选将上限设定为0.0050%以下。如果将焊接金属的成分组成设定在以上的范围内，则可以使沿着再热焯接金属的原奥氏体晶界生成的MA的宽度达到10lim以下，长度达到50um以下。而且，为了使得MA微细化，优选将热量输入设定为10.0kJ/mm以下，并进行埋弧焊。在钢管的含焊接金属的部位进行周向的拉伸试验时，抗拉强度也优选为900MPa以上。因此，优选焊接金属的强度比母材高，抑制HAZ的软化，使拉伸试验中的断裂部位作为母材。为了使焊接金属的强度达到母材以上，并使得焊接金属的韧性变得良好，优选在焊接金属的金属组织中，贝氏体的面积率或者贝氏体与马氏体的面积率为80%以上，作为剩余部分的粒状贝氏体、多角形铁素体、MA中的一种或两种以上的合计量为20%以下。在通过光学显微镜进行钢板、钢管的母材以及焊接金属的组织观察时，可以将钢管的圆周方向或者钢板的宽度方向的截面作为观察面，进行机械研磨后，用硝酸乙醇进行蚀刻。在光学显微镜的观察中使用的试样的调整、原奥氏体的平均粒径的测定优选根据JISG0551的切割法来进行。在通过光学显微镜观察本发明的钢板、钢管的母材以及焊接金属的金属组织时，将所看到的由贝氏体和马氏体形成的金属组织示意性地示于图4中。图4(a)为也称作"下贝氏体"的金属组织，由微细的板条5和在该板条内析出的微细的渗碳体6形成。另外，在利用光学显微镜的组织观察中，马氏体也与图4(a)相同，由微细的板条5和在该板条内析出的微细的渗碳体6形成。图4(b)为也称作"模拟上贝氏体"的金属组织，与图4(a)的下部贝氏体相比板条的宽度更宽，而且在板条内不存在微细的渗碳体，在板条5之间具有MA。在本发明中，贝氏体是图4(a)中示意显示的形态的下部贝氏体和图4(b)中示意显示的形态的模拟上部贝氏体的总称。另外，用光学显微镜观察金属组织时，马氏体和下部贝氏体均为图4(a)中示意性地显示的形态，因此难以判别。另外，马氏体以及贝氏体、和铁素体以及粒状贝氏体可以利用光学显微镜进行判别。粒状贝氏体与针状铁素体相类似，如图5示意所示的那样，与模拟上部贝氏体相比具有粗大的MA，而且与贝氏体不同，存在粒状铁素体7。此外，为了使钢管的周向的抗拉强度为900MPa以上，确保良好的韧性，优选将由母材以及焊接金属的成分组成计算得到的碳当量Ceq、淬火性指标Pcm中的任意一方或双方设定在适当的范围内。碳当量Ceq通过下述(式1)计算得到，优选的是，对于母材而言为0.200.80的范围，对于焊接金属而言为0.601.30。考虑到强度和韧性的平衡，更优选的是，对于母材而言为0.300.70的范围，对于焊接金属而言为0.701.20。Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5(式l)这里，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V为各元素的含量(质量％)。此外，淬火性指标Pcm可以通过下述(式2)计算得到，优选的是，对母材而言为0.1000.300的范围，对焊接金属而言为0.2000.500。考虑到强度和韧性的平衡，更优选的是，对母材而言为0.1500.250的范围，18对焊接金属而言为0.2500.400。Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+薩0+Mo/15+V/10+5XB(式2)这里，C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V、B为各元素的含量(质量%)。另夕卜，作为选择性地含有的元素即Cu、Ni、Cr、V的含量在小于优选的下限时，在(式l)以及(式2)中计为O，由此来计算碳当量Ceq以及淬火性指标Pcm。优选在钢管的焊接部以及HAZ中进一步实施热处理，在200500°C的温度下加热时，沿着原奥氏体晶界生成的粗大的MA分解成贝氏体和微细的渗碳体，从而韧性提高。在加热温度低于20(TC时，有时粗大的MA的分解不充分，提高韧性的效果不充分，因此，优选将下限设定为200'C以上。另外，在超过500'C下加热焊接部时，有时会生成析出物，焊接金属的韧性劣化，因此，优选将上限设定为50(TC以下。再热HAZ中生成的MA分解成贝氏体和渗碳体时，在利用SEM进行的观察中，形状与MA相同，但是，变成在内部含有微细的白色的析出物的结构，可以与MA进行区别。焊接部以及HAZ的热处理可以从外面通过燃烧炉进行加热，也可以进行高频加热。外表面达到热处理温度之后，也可以立刻冷却，但是，为了促进MA的分解，优选保持1秒300秒。但是，考虑到设备的成本、生产效率，保持时间优选设定为180秒以下。实施例下面，通过实施例对本发明作详细的说明。(实施例1)将由表l、表2(表l的续表)的成分组成形成的钢熔炼，通过连续铸造制成具有240mm的厚度的钢坯。表1的空栏表示成分的含量低于检测界限。将这些钢坯加热到11001210°C，在950。C以上的再结晶温度下热轧至板厚为100mm为止，然后，在88(TC开始未再结晶区轧制，在750'C结束轧制，使板厚为1325mm，在67075(TC的温度范围内开始水冷，在30(TC停止水冷。19将得到的钢板通过UOE工序成形为管状，从表面以及外表面将对接部各埋弧焊一层。焊丝的成分组成为以质量％计，含有C:0.010.12%、Si:0.050.5%、Mn:1.02.5%、Ni:2.08.5%，而且Cr、Mo、V中的一种或两种以上按Cr+Mo+V为1.05.0%的范围含有，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，一部分的焊丝还可以含有B:0.00010.0050%。焊接的热量输入设定为2.05.0kJ/mm。将距离作为焊接金属与HAZ的边界的熔融线为lmm的位置作为观察位置，根据JISG0551观察HAZ的金属组织，通过切割法测定原奥氏体的平均粒径。此外，通过SEM对经硝酸乙醇蚀刻的试样进行观察，测定MA的宽度以及长度。母材的周向的抗拉强度的测定以及HAZ的夏比冲击试验根据API规格5L来进行。HAZ的夏比冲击试验以使切口的位置成为再热HAZ。具体地说，在距离熔合部为lmm的部位导入V型切口，在一40"C和—6(TC下进行试验。结果如表3所示。另外，将焊接金属作为试验片的中央部测定得到的周向的抗拉强度与母材的抗拉强度相同，可以确认断裂部位为母材。此外，从一部分的钢管的焊接金属选取试样，进行成分组成的分析。结果如表4所示。表4的空栏表示成分的含量低于检测界限。而且，在这些钢管的焊接金属的周向的中央部，将距离在先焊接与在后焊接的会合部为lmm的位置作为观察位置，根据JISG0551观察通过在先焊接形成的焊接金属的组织、即再热焊接金属的金属组织，通过切割法测定原奥氏体的平均粒径。并且，通过SEM对经硝酸乙醇蚀刻的试样进行观察，测定MA的宽度以及长度。焊接金属的拉伸试验以及夏比冲击试验根据API规格5L来进行。焊接金属的夏比冲击试验以使切口的位置成为再热焊接金属的方式进行。具体地说，在试验片中将焊接金属的在先焊接和在后焊接的会合部作为中心而导入V型切口，在一4(TC和一6(TC下进行试验。结果如表5所示。而且，对于一部分的试样，采取含焊接金属以及HAZ的试样，用热电偶测定表面的温度，同时从焊接部以及HAZ的外面进行利用加热炉的热处理。另外，不进行在热处理温度下的保持，在达到热处理温度后，立刻冷却。在如表6所示的条件下进行热处理后，测定再热HAZ中的MA的宽度以及长度，进行HAZ的夏比冲击试验。此外，将焊接金属作为试验片的中央部，测定周向的抗拉强度。结果如表5所示。对于焊接金属，在表7所示的条件下进行热处理后，测定再热焊接金属中的MA的宽度以及长度，进行焊接金属的夏比冲击试验以及拉伸试验。结果如表7所示。在表3中，钢管母材No.BlB22表示本发明的例子。这些钢板中的任意一个均为抗拉强度高，在再热HAZ的原奥氏体晶界中观察到的MA微细，HAZ的低温韧性也优良，由vE-4o以及vE-6o表示的—40'C以及一60"C下的HAZ的夏比冲击试样吸收功超过50J。另一方面，钢管母材No.B23B31是成分组成在本发明的范围之外的比较例，任意一个的C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb均超过0.100%，因此，再热HAZ的MA粗大化，HAZ的韧性降低。此外，钢管母材No.B23由于C量比本发明的范围低，因此，抗拉强度降低。钢管母材No,B26以及B27分别是P以及S的含量比本发明的范围高，因此，HAZ的韧性显著降低。表5所示的焊接金属No.WlW14是焊接金属的成分在优选的范围内的本发明的例子。因此，再热焊接金属的MA是微细的，由vE-4。以及vE,表示的一4(TC以及一6(TC下的焊接金属的夏比冲击试样吸收功超过50J。另一方面，焊接金属No.W15W20是母材的成分在本发明的范围之外、且焊接金属的成分在优选的范围之外的比较例。此外，焊接金属No.W21W25是焊接金属的成分在优选的范围之外的参考例。焊接金属No.W15由于C量比优选的范围低，因此抗拉强度降低。焊接金属No.W16以及W17的C量和Mn量分别比优选的范围高，因此，强度上升，再热焊接金属的MA粗大化，焊接金属的韧性降低。焊接金属No.W18的P量、No.W19的S量比优选的范围高，因此，是焊接金属的韧性降低的例子。焊接金属No.W20的Ti量比优选的范围高，因此，生成Ti碳化物，从而焊接金属的韧性降低。焊接金属No.W21的Si量、焊接金属No.W22的Al量比优选的范围高，因此，再热焊接金属的MA粗大化，从而焊接金属的韧性降低。焊接金属No.W23的Ni量比优选的范围多，强度以及韧性良好，但是，发生高温裂纹。悍接金属No.W24由于Cr+Mo+V的量比优选的范围低，因此，抗拉强度降低，焊接金属No.W25由于Cr+Mo+V的量比优选的范围高，因此，21强度上升，再热焊接金属的MA粗大化，从而焊接金属的韧性降低。在表6中，钢管母材No.BlB19的热处理温度在优选的范围内，与热处理前相比较，周向的抗拉强度降低，再热HAZ的MA分解而变微细，韧性提高。另外，钢管母材No.B20的热处理温度比优选的范围低，因此，MA的微细化、韧性的提高的效果不显著。此外，钢管母材B21以及B22的热处理温度比优选的温度高，虽然可以看到若干的MA的分解，但是，韧性比热处理前降低。如表7所示，焊接金属No.WlW11的热处理温度在优选的范围内，与热处理前相比较，抗拉强度降低，再热焊接金属的MA分解而变微细，韧性提高。另一方面，焊接金属No.W12的热处理温度比优选的范围低，因此，MA的微细化、韧性的提高的效果不显著。此外，焊接金属W13以及W14的热处理温度比优选的温度高，虽然可以看到少许的MA的分解，但是，韧性比热处理前降低。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>表2(表l的续表)<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>表7<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>根据本发明，能够提供抑制了钢管的HAZ的韧性降低的API规格X120级的管线管用高强度钢管及其制造方法，还能提供用作管线管用高强度钢管的坯料的管线管用高强度钢板及其制造方法，本发明在工业上的贡献极其显著。权利要求1、一种低温韧性优良的管线管用高强度钢管，该钢管通过将钢板成形为管状、且将该钢板的对接部从内表面和外表面各焊接一层而得到，所述钢管的母材的成分组成以质量％计含有C0.020～0.080％、Si0.01～0.50％、Mo0.01～0.15％、Al0.0005～0.030％、Nb0.0001～0.030％，且C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb为0.100％以下的范围，而且进一步含有Mn1.50～2.50％、Ti0.003～0.030％、B0.0001～0.0030％，并限制P0.020％以下、S0.0030％以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，焊接热影响区的再热区的原奥氏体晶界中存在的奥氏体与马氏体的混合物的宽度为10μm以下、长度为50μm以下。2、根据权利要求l所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管，其特征在于，母材的周向的抗拉强度为900MPa以上。3、根据权利要求1或2所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管，其特征在于，焊接金属的成分组成以质量^计含有C:0.0100.100%、Si:0.010.50%、Mn:1.002.00%、Ni:1.303.20%、Al:0.00050.100%、Ti:0.0030.050%、O:0.00010.0500%，而且Cr、Mo、V中的一种或两种以上合计含有1.002.50%，并限制P:0.020%以下、S:0.0100%以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成。4、根据权利要求3所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管，其特征在于，焊接金属的成分组成以质量X计含有B:0.00010.0050%。5、根据权利要求14中任意一项所述的低温韧性优良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Cu:0.051.50X和Ni:0.055.00%中的一种或两种。6、根据权利要求15中任意一项所述的低温韧性优良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Cr:0.021.50%、W:0.012.00%、V:0.0100.100%、Zr:0.00010.0500%、Ta:0.00010.0500%中的一种或两种以上。7、根据权利要求16中任意一项所述的低温韧性优良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Mg:0.00010.0100%、Ca:0.00010.0050%、REM:0.00010.0050%、Y:0.0001050%、Hf:0.00010.0050%、Re:0.00010.0050%中的一种或两种以上。8、一种低温韧性优良的管线管用高强度钢板，该钢板是权利要求14中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的坯料，其特征在于，所述钢板的成分组成以质量％计含有C:0.0200.080%、Si:0.01%、Mo:0.010.15%、AI:0.00050.030%、Nb:.0001.030%,.25Si+0.1Mo+Al+Nb为0.100%以下的范围，而且进一步含有Mn:2,50%、Ti:0扁0細％、B:0.00010.0030%，并限制P:0.020%以下、S:0.0030%以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成。9、根据权利要求8所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢板，该钢板是权利要求5所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的坯料，其特征在于，所述钢板的成分组成以质量X计含有Cu:0.051.50X和Ni:0.055.00%中的一种或两种。10、根据权利要求8或9所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢板，该钢板是权利要求6所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的坯料，其特征在于，所述钢板的成分组成以质量^计含有Cr:0.021.50%、W:0.012.00%、V:0.0100.100%、Zr:0.00010.0500%、Ta:.0500%中的一种或两种以上。11、根据权利要求810中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢板，该钢板是权利要求7所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的坯料，其特征在于，所述钢板的成分组成以质量％计含有Mg:(0.00010.0100%、Ca:0.00010.0050%、REM:0.00010.0050%、Y:(0.00010.0050%、Hf:0.00010.0050%、Re:0.00010.0050%中的一种或两种以上。12、一种低温韧性优良的管线管用高强度钢板的制造方法，该方法是权利要求811中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢板的制造方法，其中，将包含权利要求811中任意一项所述的成分的钢进行熔炼、铸造，并将钢坯再加热到100(TC以上，将未再结晶温度区中的压下比设定为3以上而进行热轧，在500。C以下停止水冷。13、一种低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，该方法是权利要求17中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，其中，将通过权利要求811中任意一项所述的方法制造的低温韧性优良的管线管用高强度钢板成形为管状，并将对接部焊接，然后进行扩管。14、根据权利要求13所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，其中，将钢板通过UO工序成形为管状，将对接部从内外表面进行埋弧焊，然后进行扩管。15、根据权利要求1214中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，其中，在权利要求14所述的埋弧焊中使用的焊丝的成分组成以质量^计含有C:0.010.12%、Si:0.050.50%、Mn:1.002.50%、Ni:2.008.50%，而且Cr、Mo、V中的一种或两种以上按Cr+Mo+V为1.005.00%的范围含有，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成。16、根据权利要求15所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，其中，焊丝的成分组成以质量X计含有B:0.00010.0050%。17、根据权利要求1216中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，其中，在焊接后、扩管前，对焊接部以及焊接热影响区进行热处理。18、根据权利要求1317中任意一项所述的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的制造方法，其中，在对焊接部以及焊接热影响区进行热处理时的加热温度为200500°C。全文摘要本发明提供一种抑制了钢管的HAZ的韧性降低的低温韧性优良的管线管用高强度钢管及其制造方法，还提供用作管线管用高强度钢管的坯料的管线管用高强度钢板及其制造方法。本发明的低温韧性优良的管线管用高强度钢管的特征在于，其母材的成分组成以质量％计含有C0.020～0.080％、Si0.01～0.50％、Mo0.01～0.15％、Al0.0005～0.030％、Nb0.0001～0.030％，且C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb为0.100％以下的范围，焊接热影响区的再热区的原奥氏体晶界中存在的奥氏体与马氏体的混合物的宽度为10μm以下、长度为50μm以下。文档编号C22C38/00GK101484600SQ20078002481公开日2009年7月15日申请日期2007年7月2日优先权日2006年7月4日发明者原卓也,寺田好男,朝日均申请人:新日本制铁株式会社