高强度钢管及其制造方法

专利名称：高强度钢管及其制造方法
技术领域：
本发明涉及刚制造后(时效前)以及时效后的变形特性优异的高强度钢管及其制
造方法。本申请基于在2009年6月11日于日本提出的特愿2009-140280号主张优先权，并在这里引用其内容。
背景技术：
近年来，作为石油和天然气的长距离运输系统而非常重要的管线的敷设环境变得更加严酷。例如，在不连续冻土地带由于周期性的冻土溶解以及冻结的影响、在地震地带由于滑坡的影响、在海底由于海流的影响，管线的弯曲变形变得不能忽视。因此，对于线管，要 求耐内压性优异、对于弯曲变形难以发生压曲、强度和变形能力优异的线管用钢管。对于这样的要求，提出了使铁素体分散于贝氏体组织而成的高变形能力钢管(例如参照专利文献I)。另外，从防腐蚀的观点出发，对线管实施涂装。此时，冷成型而成的钢管由于被加热到300°C左右，所以产生时效。因此，如果与制造钢管时(涂装前)相比较，则例如能够观察到屈服伸长等，应力形变曲线大幅变化。为了抑制由这样的成型和加热而引起的形变时效，提出了利用了 Ni、Cu、Mo的钢管(例如参照专利文献2、3)。在专利文献I 3所公开的钢管中，通过硬质的贝氏体而提高强度，通过软质的铁素体而使变形能力提高。因此，需要通过热轧后的控制冷却的开始温度和冷却速度来控制铁素体的生成量。现有技术文献专利文献专利文献I :日本特开2003-293089号公报专利文献2 日本特开2006-144037号公报专利文献3 :日本特开2006-283147号公报

发明内容
发明所要解决的问题但是，在通过贝氏体使钢管的强度提高时，需要调整钢的成分组成而提高淬透性。其结果是，在冷却中难以生成粒状的铁素体(先共析铁素体)，例如产生层状的铁素体而损害韧性。鉴于这样的实际境况，在本发明中，提供高强度钢管及其制造方法，该高强度钢管具有对生产性有利的规定的单纯贝氏体组织，即使在通过例如涂装处理等的加热而产生了时效后，也具有充分的变形性能。用于解决问题的方法本发明的发明者们发现为了提高具有贝氏体组织的钢管的变形性能，在贝氏体相变结束前在高温下停止加速冷却是有效的。此外，本发明的发明者们还发现，由于由加速冷却和贝氏体相变而引起的变形的恢复、即钢的位错密度的降低，钢管的变形性能提升，时效后的变形性能也优异。如果在高温下停止加速冷却，则贝氏体相变尚未完成，因此在贝氏体组织的剩余部分中残留奥氏体。在停止加速冷却后(在慢速冷却中、例如在空气冷却中)，该剩余部分的奥氏体相变为贝氏体，在从加速冷却的停止温度到比该停止温度还低50°C左右的温度的范围内，完成贝氏体相变。由于通过停止高温下的加速冷却而使贝氏体中的形变恢复，所以在加速冷却的过程中生成的贝氏体较为软质。另外，在停止加速冷却后生成的贝氏体由于在比较低的温度下完成相变，因此比在加速冷却的过程中生成的贝氏体更为硬质。如果这样提高加速冷却的停止温度，则生成两种贝氏体，从而提高组织的不均匀性。此夕卜，通过将钢管比较长时间地保持在高温下(即，加速冷却后的慢速冷却)，组织全体的形变恢复。能够这样制造由于组织的不均匀性和形变的恢复这两方面而具有高变形性能的钢材。
本发明是基于这样的见解而完成的，其要点如下。(I)本发明的一个方式所涉及的高强度钢管，以质量％计，含有C:0.02 0. 09%,Mn 0. 4 2. 5%,Cr 0. I I. 0%,Ti :0. 005 0. 03%,Nb 0. 005 0. 3%，剩余部分含有铁和不可避免的杂质，限制为Si :0. 6%以下、Al :0. 1%以下、P :0. 02%以下、S 0. 005%以下、N :0. 008%以下，由后述(2)式所求出的贝氏体相变指标BT为650°C以下，金属组织为含有第一贝氏体和第二贝氏体的单纯贝氏体组织，所述第一贝氏体为不含有碳化物的贝氏体铁素体的集合组织，所述第二贝氏体为不含有所述碳化物的贝氏体铁素体和在该贝氏体铁素体之间的渗碳体的混合组织。(2)上述(I)所述的高强度钢管，可以以质量％计，进一步含有Ni :0. 65%以下、Cu :1. 5%以下、Mo :0. 3%以下、V :0. 2%以下中的至少I种。(3)在上述(I)所述的高强度钢管中，所述第一贝氏体和所述第二贝氏体合计的组织的量可以为组织全体的95%以上。(4)上述(I)所述的高强度钢管，在200°C下进行了时效处理时，管轴方向的拉伸强度与I 5%之间的拉伸形变中的n值的积可以为60以上。(5)在本发明的一个方式所涉及的高强度钢管的制造方法中，将满足上述(I)或
(2)所述的钢成分的钢片加热，对于该钢片，在750 870°C的范围内进行热轧的精压延，在7500C以上开始冷却速度为5 50°C /s的加速冷却，在500 600°C的范围内停止所述加速冷却，空气冷却而制作钢板，将该钢板冷成型为管状，并焊接对接部。发明的效果根据本发明，可以提供高强度钢管及其制造方法，该高强度钢管具有对生产性有利的规定的单纯贝氏体组织，即使在通过例如涂装处理等的加热而产生了时效处理后，也具有充分的变形性能，产业上的贡献极其显著。


图I是表示加速冷却的停止温度和强度-延展性平衡的关系的图。图2是表示时效温度和时效后的强度-延展性平衡的关系的图。图3是具有铁素体和贝氏体的金属组织的一个例子。图4是具有单纯贝氏体组织的金属组织的一个例子。图5A是表示第一贝氏体的一个例子的概略图。
图5B是表示第二贝氏体的一个例子的概略图。图5C是表不第三贝氏体的一个例子的概略图。
具体实施例方式本发明的发明者们首先对以钢材的金属组织为贝氏体组织的方式调整了成分而成的钢材，研究了加速冷却的停止温度和机械特性的关系。对于该机械特性，作为表示强度和延展性的平衡的指标，使用了拉伸强度TS和n值的积[TSXn]。在这里，n值为评价加工硬化特性的常规性指标，由下述(I)式的真应力O和真形变e的关系(应力-形变曲线)求得。O=Ken (I)由于通过拉伸试验在形变量为I 5%的范围内求得的n值和钢管的压曲特性明显相关，在本发明中，在I 5%的形变量的范围内求出n值。即，通过拉伸试验求出真应力 O和真形变￡的关系，由形变量为I 5%的范围内的上述真应力O和真形变e的关系求出(I)式的指数部分(n值)。此外，上述(I)式中的参数K是由材料决定的常数。在图I中，表示加速冷却的停止温度(冷却停止温度)和强度-延展性平衡[TSXn]的关系。如图I所示，如果冷却停止温度升高，则强度-延展性平衡[TSXn]升高。SP，具有单纯贝氏体组织的钢材的强度和延展性的平衡由于冷却停止温度的上升而提高。该钢材的强度和延展性的平衡可以认为由于如下理由而提高。如果在比较高的温度下停止加速冷却，则由于贝氏体相变尚未完成，因此贝氏体组织的剩余部分中残留奥氏体。在停止加速冷却后(例如在空气冷却中)，该剩余部分的奥氏体相变为贝氏体，在从加速冷却的停止温度到比该停止温度还低50°C左右的温度的范围内，完成贝氏体相变。如果在高温下停止加速冷却，则由于由加速冷却和贝氏体相变而产生的形变恢复，因此在加速冷却的过程中生成的贝氏体较为软质。另外，在停止加速冷却后生成的贝氏体由于在比较低的温度下完成相变，因此比在加速冷却的过程中生成的贝氏体更为硬质。如果这样提高加速冷却的停止温度，则生成二种贝氏体，从而提高组织的不均匀性。另外，通过将钢管比较长时间地保持在高温下(例如加速冷却后的空气冷却)，组织全体的形变恢复。能够这样制造由于组织的不均匀性和形变的恢复这两方面而具有较高的强度-延展性平衡(变形性能)的钢材。接着，本发明的发明者们关于对钢管实施防腐蚀涂装时的时效的影响进行了研究。涂装加热的温度范围为150 300°C左右。本发明的发明者们使用具有单纯贝氏体组织的3种钢管，对强度-延展性平衡[TSXn]相对于时效温度的变化进行了研究。结果表示在图2中。如图2所示，发现对于由空心的圆形“〇”、空心的三角“A”、空心的四边形“□”所示的3种钢管，强度-延展性平衡[TSXn]为最小时的时效温度是200°C。对于由该时效引起的强度-延展性平衡的降低，在各种钢管中显示同样的倾向。另外，可知在刚制造后(时效前)的状态下强度-延展性平衡优异的钢管即使在时效后也具有优异的强度-延展性平衡。由于由加速冷却以及贝氏体相变而导入的形变的恢复，导致刚制造后(时效前)的钢管的变形性能提升，因此可以认为即使在时效后也可以得到优异的强度-延展性平衡。所以，在本发明中，钢管的组织中的位错密度降低，时效后的钢管的变形性能优异。
另外，即使将加速冷却的停止温度提高至500°C以上，为了完成贝氏体相变，也需要将钢的成分组成调节到适当的范围。本发明的发明者们对钢成分给贝氏体相变带来的影响进行了研究。其结果是，发现如果将由下述(2)式求出的贝氏体相变指标BT设为650°C以下，则即使在500°C以上停止加速冷却，也可以完成贝氏体相变。BT = 830-270 [C] -90 [Mn] -37 [Mo] -70 [Ni]-83 [Cr] (2)此外，[C]、[Mn]、[Mo]、[Ni]、[Cr]分别为C、Mn、Mo、Ni、Cr 的含量。以下，对本发明进行详细说明。首先，对钢管的成分进行说明。并且，成分的量)均为质量％。C :0. 02 0.09%C对提高钢的强度是极其有效的元素。为了获得充分的强度，而在钢中添加 0. 02%以上的C。另一方面，如果C量比0. 09%多，则母材和焊接热影响部的低温韧性降低，现场焊接性劣化。因此，C量的上限为0.09%。所以，C量为0.02%以上且0.09%以下。Mn :0. 4 2. 5%为了使强度和低温韧性的平衡提高，Mn是极其重要的元素。因此，在钢中添加0. 4%以上的Mn。另一方面，如果Mn量比2. 4%多，则在钢板表面上平行的板厚中心部的偏析(中心偏析)变得显著。为了抑制由该中心偏析而引起的低温韧性的劣化，将Mn量的上限设为2. 4%。所以，Mn量为0. 4%以上且2. 5%以下。Cr :0. I 1.0%Cr使母材和焊接部的强度增加。因此，在钢中添加0. 1%以上的Cr。但是，如果Cr量比I. 0%多，则HAZ韧性和现场焊接性明显劣化，因此将Cr量的上限设为I. 0%以下。所以，Cr量为0. I %以上且1.0%以下。Ti :0. 005 0. 03%Ti形成微细的TiN，将母材和焊接热影响部的组织微细化，有助于提高韧性。该效果由于与Nb的复合添加而极为显著地显现。为了充分地产生该效果，需要在钢中添加0.005%以上的Ti。另一方面，如果Ti量比0.03%多，则产生TiN的粗大化和由TiC而引起的析出硬化，因此低温韧性降低。因此，将Ti量的上限限定为0.03%。所以，Ti量为0. 005%以上且0. 03%以下。Nb :0. 005 0. 3%Nb不仅抑制在控制压延时奥氏体的再结晶而将组织微细化，而且使淬透性增大并使钢的韧性提高。为了得到该效果，需要在钢中添加0.005%以上的Nb。另一方面，如果Nb量比0.3%多，则焊接热影响部的韧性降低，因此将Nb量的上限设为0.3%以下。所以，Nb量为0. 005%以上且0. 3%以下。Si :0. 6% 以下(包含 0% )Si作为脱氧剂作用，其为有助于提高强度的元素。如果在钢中添加比0.6%多的Si，则现场焊接性明显劣化，所以将Si量的上限限制为0.6%。另外，为了脱氧，优选添加0.001%以上的Si。并且，为了提高强度，更优选添加0. I %以上的Si。Al :0. I % 以下(不包含 0 % )Al通常作为脱氧剂使用，其为将组织微细化的元素。但是，如果Al量超过0. 1%,则Al系非金属夹杂物增加而损害钢的清洁度。因此，将Al量的上限限制为0.1%。另外，由AlN的析出而固定给时效硬化带来影响的固溶N，因此优选添加0. 001%以上的Al。P :0. 02 % 以下(包含 0 % )P为杂质。为了使母材和焊接热影响部的低温韧性提高，将P量的上限限制为0.02%以下。如果降低P量，则可以防止晶界破坏，从而低温韧性提高。此外，虽然P量越少越好，但从特性和成本的平衡出发，通常在钢中含有0. 001%以上的P。S :0. 005 % 以下(包含 0 % )S为杂质。为了使母材和焊接热影响部的低温韧性提高，将S量的上限限制在0.005%以下。如果降低S量，则能够降低由热轧而延伸的MnS的量，从而使延展性和韧性提高。虽然S量越少越好，但从特性和成本的平衡出发，通常在钢中含有0.0001%以上的S0N :0. 008 % 以下(包含 0 % ) N为杂质。由于由TiN的粗大化而引起低温韧性降低，所以将N量的上限限制在0.008%以下。另外，N形成TiN，抑制母材和焊接热影响部的结晶粒的粗大化。为了使低温韧性提高，优选在钢中含有0. 001%以上的N。贝氏体相变指标BT 6500C以下在本发明中，调节钢中的C、Mn、Mo、Ni、Cr的含量而将由上述(I)式所求得的贝氏体相变指标BT设为650°C以下是极为重要的。如上所述，如果将贝氏体相变指标BT设为6500C以下，则即使在500°C以上停止加速冷却，也可以完成贝氏体相变。其结果是，由于停止加速冷却后的空气冷却时的恢复而引起位错密度降低，刚制造后(时效前)的变形能力和时效后的变形能力、即变形特性提高。此外，在不含有Mo、Ni时，将Mo、Ni的含量作为0求出BT。BT的上限虽然没有规定，但从C、Mn、Cr的含量的下限值出发，BT的上限可以为780. 3°C 以下。为了进一步使强度提高，可以在钢中添加Ni、Cu、Mo、V中的I种以上。Ni :0. 65% 以下(包含 0% )Ni为不使低温韧性劣化而使强度提高的元素。如果Ni的添加量超过0. 65%，则HAZ韧性降低。因此，优选将Ni量的上限设为0.65%以下。Cu :1. 5% 以下(包含 0% )Cu为使母材和焊接热影响部的强度提高的元素。如果Cu的添加量超过I. 5%，则现场焊接性降低。因此，优选将Cu量的上限设为1.5%以下。Mo :0. 3% 以下(包含 0% )Mo为使淬透性提高并提高强度的元素。如果Mo的添加量超过0. 3%，则HAZ韧性劣化。因此，优选将Mo量的上限设为0.3%以下。V :0. 2% 以下(包含 0% )V与Nb同样，有助于组织的微细化和淬透性的增大，并提高钢的韧性。但是，添加V的效果与Nb相比小。另外，V对于抑制焊接部的软化是有效的。从确保焊接部的韧性的观点出发，优选将V量的上限设为0.2%以下。接下来，对钢的组织的形态进行说明。图3是铁素体和贝氏体的混合组织的一个例子，图4是单纯贝氏体组织的一个例子。此外，在本说明书中，将铁素体定义为如图3中的箭头所不那样的在内部不含有板条晶界和碳化物的铁素体结晶粒(铁素体相)。该铁素体例如为先共析铁素体。在本发明中，钢的组织例如为图4所示的单纯贝氏体组织。在本发明中，为了提高强度和焊接热影响部的韧性，调整钢的成分。因此，在该钢的成分中，在连续冷却工艺中难以生成如图3的箭头所示那样的铁素体。另外，即使未预期地在钢中生成铁素体时，如果将该单纯贝氏体组织中所含的铁素体(铁素体分率)限制在相对于组织全体的5%以下，则能够忽略由时效而引起的强度特性的变化。所以，在钢中可以含有5%以下的铁素体。此外，能够使用光学显微镜来区分该铁素体和贝氏体组织。另外，在单纯贝氏体组织中有时还含有3%以下的马氏体-奥氏体混成物、所谓的MA (Martensite-Austeniteconstituents)。但是,如果MA为3%以下,贝U能够忽略对机械特性的影响，因此也可以在钢中含有3%以下的MA。在该单纯贝氏体组织中，主要含有以下3种贝氏体中的第一贝氏体和第二贝氏体。如图5A所示，第一贝氏体(高温贝氏体)10主要为从旧奥氏体晶界I成长而成的细长的贝氏体铁素体2a集合而成的组织。在该贝氏体铁素体2a之间，例如可以存在残留奥氏体3。由于C量少而易于发生由高温保持而引起的形变的恢复，该第一贝氏体10几乎不含碳化物，较为软质。因此，该第一贝氏体10能够提高钢管的变形性能。另外，如图5B所示，第二贝氏体(中温贝氏体)11为细长的贝氏体铁素体2a和在贝氏体铁素体2a之间的渗碳体4的混合组织。与第一贝氏体10相比，该第二贝氏体11更为硬质。因此， 由于在钢中的组织中含有第一贝氏体10和第二贝氏体11，组织的不均匀性提高，进一步使钢管的变形性能提升。上述第一贝氏体10和第二贝氏体11中所含的贝氏体铁素体2a不含碳化物。即，上述单纯贝氏体组织含有不含碳化物的贝氏体铁素体2a。另外，如图5C所示，第三贝氏体(低温贝氏体)12是在晶粒内碳化物5生成的细长的贝氏体铁素体2b和在贝氏体铁素体2b之间的渗碳体4的混合组织。如果存在该第三的贝氏体12，则第一贝氏体10的形变的恢复不充分，因此难以产生强度中的组织的不均匀性，从而钢管的变形性能难以提升。因此，第三的贝氏体12优选尽可能少。为了使第一贝氏体10的形变充分地恢复，需要将含有第三贝氏体12或碳化物的贝氏体铁素体2b限制在1%以下。此外，在渗碳体4中，例如也可以含有铌碳化物这样的碳化物作为杂质。所以，在本发明中，单纯贝氏体组织主要含有第一贝氏体和第二贝氏体。该第一贝氏体和第二贝氏体合计的组织的量优选为组织全体的95%以上。此外，在该单纯贝氏体组织中，也有时未预期地生成第三贝氏体。因此，在单纯贝氏体组织中，可以含有1%以下的第三贝氏体。为了区分3种贝氏体，可以使用透射型显微镜(TEM)。具有上述钢成分和组织的钢管的变形特性、特别是时效后的强度-延展性平衡优异。通常，在实施树脂包覆时，通过控制压延和加速冷却而制造的线管用钢管被加热到150 300°C。如上述图2所示，强度-延展性平衡最为降低的时效温度为200°C。在本发明中，能够提供以下钢管在200°C下进行了时效处理时，管轴方向的拉伸强度TS与I 5%之间的拉伸形变中的n值(加工硬化指数)的积为60以上。即使在强度-延展性平衡最为降低的时效温度下进行热处理，该钢管的时效后的变形特性也优异。接下来，对本发明的一个实施方式中的钢管的制造方法进行说明。在基于本实施方式的钢管的制造方法中，在将钢熔炼后，铸造，制作钢片，在加热该钢片而热轧后，进行冷却来制作钢板，将该钢板冷成型为筒状，将端部彼此焊接，从而制造钢管。此外，为了防腐蚀而在钢管表面包覆树脂等的皮膜时，制造后的钢管被加热到150 350°C的温度。
虽然未规定热轧的钢片的加热温度，但为了使变形抵抗降低，优选为1000°C以上。另外，为了使Nb、Cr的碳化物固溶于钢中，更优选将钢片加热到1050°C以上。另一方面，如果加热温度超过1300°C，则有时结晶粒变粗大，而韧性降低。因此，优选将加热温度设为1300°C 以下。如果在低于750°C下进行热轧的精压延，则在压延前生成铁素体，且在压延过程中生成加工铁素体。如果生成加工铁素体，则损害钢管的变形性能，因此在750°C以上进行热轧的精压延。另一方面，为了使强度和韧性提高，需要在未再结晶温度区域完成热轧(热轧的精压延)。所以，在870°C以下进行精压延。通常，为了进行多次精压延，精压延的开始温度为870°C以下，而结束温度为750°C以上。在热轧后，立即开始加速冷却。特别是，如果加速冷却的开始温度大幅低于750°C，则在钢中生成层状的铁素体，从而强度和韧性降低。另外，如果加速冷却的开始缓慢，则由于未再结晶区域压延所导入的位错恢复而引起强度降低。为了得到变形特性优异的钢管，加速冷却的停止温度是极为重要的。如上述图I 所示，通常如果冷却停止温度升高，则强度-延展性平衡[TSXn]升高。在图I中，显示出如果将冷却停止温度设为500°C以上，则强度-延展性平衡[TSXn]急剧上升。在本实施例中，为了使钢中的位错密度降低，而将加速冷却的停止温度的下限设为500°C以上。在停止加速冷却后，进行空气冷却(例如小于5°C/s)，从而制作钢板。其结果是，在贝氏体相变时所导入的位错的密度降低，在空气冷却时位错(形变)恢复，从而能够使作为单纯贝氏体组织的钢管的变形特性提高。另一方面，如果加速冷却的停止温度的上限超过600°C，则在钢中生成层状的铁素体，强度和韧性降低。所以，加速冷却的停止温度为500 600°C。在这里，该加速冷却的冷却速度为5 50°C /S。另外，为了确保一定程度的淬透性，该加速冷却的冷却速度优选为10 50°C /S。在加速冷却中，主要生成第一贝氏体，在即将停止加速冷却前和停止加速冷却后，主要生成第二贝氏体。所以，通过这样控制冷却速度和冷却停止温度，能够如上所述得到第一贝氏体和第二贝氏体的混合组织。此外，第三贝氏体由于例如在4500C以下生成，因此此时几乎不生成。通过将制造后的钢板冷成型为管状，焊接对接部而制造钢管。从生产性的观点出发，优选UOE工艺或弯曲工艺。另外，对于对接部的焊接，优选使用埋弧焊。对于钢管，通常进行树脂包覆等防腐蚀涂装。此时，钢管的涂装加热的温度范围为150。。 300。。。实施例将表I所示的成分的钢熔炼、铸造而得到的钢片，在表2所示的条件下热轧而制造钢板。然后，将制造而成的钢板用UOE工艺成型为管状。进而,将成型为管状而成的钢板的内外面用单层埋弧焊进行焊接，制造板厚(壁厚)14 22_的钢管。表I
权利要求
1.一种高强度钢管，其特征在于， 以质量％计，含有C :0. 02 0. 09%,Mn :0. 4 2. 5%、Cr :0. I I. 0%,Ti :0. 005 0. 03%,Nb :0. 005 ~ 0. 3%, 剩余部分含有铁和不可避免的杂质，限制为 Si :0. 6% 以下、Al 0. I % 以下、P :0. 02% 以下、S :0. 005% 以下、N :0. 008% 以下， 由下述(3)式求出的贝氏体相变指标BT为650°C以下， 金属组织为含有第一贝氏体和第二贝氏体的单纯贝氏体组织，所述第一贝氏体是不含碳化物的贝氏体铁素体的集合组织，所述第二贝氏体是所述不含碳化物的贝氏体铁素体和在该贝氏体铁素体之间的渗碳体的混合组织，BT = 830-270[C]-90[Mn]-37[Mo]-70[Ni]-83[Cr](3) 其中，[C]、[Mn]、[Mo]、[Ni]、[Cr]分别为 C、Mn、Mo、Ni、Cr 的含量。
2.根据权利要求I所述的高强度钢管，其特征在于， 以质量％计，进一步含有Ni :0. 65% 以下、Cu :1. 5% 以下、Mo :0. 3% 以下、 V :0. 2%以下中的至少I种。
3.根据权利要求I或2所述的高强度钢管，其特征在于，所述第一贝氏体和所述第二贝氏体合计的组织的量为组织全体的95%以上。
4.根据权利要求I或2所述的高强度钢管，其特征在于，在200°C下进行了效处理时，管轴方向的拉伸强度与I 5%之间的拉伸形变中的n值的积为60以上。
5.一种高强度钢管的制造方法，其特征在于，将满足权利要求I或2所述的钢成分的钢片加热，对于该钢片，在750 870°C的范围内进行热轧的精压延，在750°C以上开始冷却速度为5 50°C /s的加速冷却，在500 600°C的范围内停止所述加速冷却，进行空气冷却以制作钢板，将该钢板冷成型为管状，并焊接对接部。
全文摘要
该高强度钢管以质量％计含有C0.02～0.09％、Mn0.4～2.5％、Cr0.1～1.0％、Ti0.005～0.03％、Nb0.005～0.3％，剩余部分含有铁和不可避免的杂质，限制为Si0.6％以下、Al0.1％以下、P0.02％以下、S0.005％以下、N0.008％以下，贝氏体相变指标BT为650℃以下，金属组织为含有第一贝氏体和第二贝氏体的单纯贝氏体组织，所述第一贝氏体为不含碳化物的贝氏体铁素体的集合组织，所述第二贝氏体为所述不含碳化物的贝氏体铁素体和在该贝氏体铁素体之间的渗碳体的混合组织。
文档编号C21D8/02GK102803535SQ20108002520
公开日2012年11月28日 申请日期2010年6月10日 优先权日2009年6月11日
发明者长井健介, 篠原康浩, 坂本真也, 原卓也, 朝日均 申请人:新日本制铁株式会社