低温韧性优良的高强度管线管用钢板及高强度管线管用钢管的制作方法

专利名称：低温韧性优良的高强度管线管用钢板及高强度管线管用钢管的制作方法
技术领域：
本发明涉及最适合用于输送石油、天然气等的管线管等用途的、低温韧性优良的管线管用钢板及管线管用钢管。
背景技术：
近年来，作为原油及天然气的长距离输送方法，管线的重要性愈发重要。现在，作为长距离输送用的管线管，以美国石油协会(API)规格)(65为设计的基本，实际使用量也为压倒性地多。可是，为了(1)提高利用高压化的输送效率及( 提高由管线管的外径及重量的减低带来的现场施工效率，一直期望更高强度的管线管。目前到X80(抗拉强度为 620MPa以上)为止的管线管已实用化，但对更高强度的管线管的需求增强。现在，关于高强度管线管制造法的研究，报告了 X80管线管的制造技术(非专利文献1及2) ,XlOO (抗拉强度760MPa以上)管线管的制造技术以及X120管线管的制造技术(专利文献1及2)。可是，如此的高强度管线管也要求脆性断裂裂纹传播停止特性及高速延性断裂裂纹传播停止特性，如果不解决与此有关的课题，即使能够制造钢板及钢管，也不可能作为管线管而实用化。关于脆性断裂裂纹传播停止特性，特别是即使从连接管线管的圆周焊接部发生脆性断裂，也必须使脆性断裂停止。脆性断裂的传播速度为350m/s以上，脆性断裂有从IOOm 到几km的长距离断裂的可能性，由于由此而假想的损害的严重性，一直在受到重视。作为评价该脆性断裂裂纹传播停止特性的小型试验，在DWTT (Drop Weight Tear Test 落锤撕裂试验)中，要求在规格温度下具有85%以上的延性断口率。另一方面，高速延性断裂裂纹传播停止特性是在钢管的管轴方向上延性断裂以 100m/s以上的高速进行长距离传播的现象。关于该高速延性断裂，也有从IOOm到几km的长距离断裂的可能性，由于由此而假想的损害的严重性而一直受到重视。认为该高速延性断裂与钢管的夏比冲击试样吸收能相关，可通过确保夏比冲击试样吸收能来防止。但是，这些防止基准是对70ksi ( = 490MPa)以下的强度水平的钢管而确立的，在近年开发的具有80ksi ( = 560MPa)以上的抗拉强度的钢板中，采用上述参数可能还不够。 预测该具有SOksi以上的钢板的高速延性断裂裂纹传播停止特性的方法还没有确立。与此相对应，对于高强度管线管，提出了由DWTT形成的断裂的传播能量、裂纹开口角度(CTOA)、 或由以预裂纹一度发生延性断裂后的DWTT形成的传播能量与高速延性断裂裂纹传播停止特性对应的思路。要提高该DWTT的脆性裂纹传播停止特性及延性裂纹传播停止特性，需要使延性-脆性转变温度在规格温度以下。要降低延性-脆性转变温度，即提高低温韧性，有必要使晶粒粒径微细化。作为高强度管线管的显微组织，为贝氏体+马氏体主体的组织。作为使贝氏体+马氏体主体的组织中的晶粒微细化的方法，已知有使渣饼(pancake)厚度细化的方法。但是，渣饼厚度细化具有界限。而且，在是贝氏体+马氏体主体的组织的情况下，已知{100}集积在以轧制方向为轴并向轧制面倾斜40°的面(以下称为40°面)上。{100} 是铁的解理面，如果存在中心偏析等脆化部，则从该脆化部开始发生脆性断裂，脆性断裂一口气地传播到集积有{100}的40°面，难以向延性断裂转移。以上是贝氏体+马氏体主体的组织中的DWTT延性及脆性断裂温度不向低温侧移动的大课题。因此，形成从贝氏体+马氏体主体的组织中生成铁素体的多相组织，创造不使{100}集积在40°面的组织，即使在存在中心偏析等的情况下，也可立刻进行抑制脆性断裂的组织控制(专利文献幻。在创造如此的铁素体的情况下，越达到高强度越限制铁素体量。如果限制铁素体量，则不能抑制在 40°面的{100}的集积，因而脆性裂纹容易在该面传播传播。此外，使铁素体均勻地分散在钢管整体中也是课题。现有技术文献专利文献专利文献1 日本国际公开96/023083号说明书专利文献2 日本国际公开96/023909号说明书专利文献3 日本特开2008-013800号公报非专利文献非专利文献1 =NKK 技报 No. 138(1992)，pp24_31非专利文献 2:The 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering (1988), Volume V，ppl79_18
发明内容
发明要解决的问题以往，作为使贝氏体+马氏体主体的组织中的结晶粒微细化的方法，已知有使渣饼厚度细化的方法，但铸坯的厚度具有上限，因而渣饼厚度细化也具有界限。而且，在是贝氏体+马氏体主体的组织的情况下，已知{100}集积在以轧制方向为轴并向轧制面倾斜 40°的面(以下称为40°面)。有下述的大课题{100}是铁的解理面，如果存在中心偏析等脆化部，就从该脆化部开始发生脆性断裂，脆性断裂一口气地传播到集积有{100}的 40°面，不向延性断裂转移。本发明是鉴于如此的实情而完成的，其目的是提供一种低温韧性、特别是脆性断裂裂纹传播停止特性及高速延性断裂裂纹传播停止特性优良的管线管用钢板及管线管钢管，用于石油、天然气等的输送用管线管等中。用于解决课题的手段本发明者们对为得到抗拉强度为600MPa以上的低温韧性优良的高强度管线管用钢板及高强度管线管用钢管而采用的钢材应满足的条件进行了精心研究，以至发明了新的超高强度的管线管用钢板及高强度的管线管用钢管。而且，即使在贝氏体+马氏体主体的组织中也能显著地缓和中心偏析这样的脆化相，如果此处的低温韧性提高，则可降低DWTT 等的延性-脆性转变温度。本发明的要旨如下。(1) 一种低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其特征在于，以质量％计，含有C :0· 03 0. 08%、
Si :0. 01 0. 5%、Mn :1. 6 2.3%、Nb :0. 001 0. 05%、N :0· 0010 0. 0050%、Ca :0· 0001 0. 0050%，将以下元素限制在P :0.015% 以下、S :0.0020% 以下、Ti :0. 001 0. 030%、Al :0.030% 以下、0:0. 0035% 以下，余量包含Fe及不可避免的杂质元素，满足S/Ca <0.5，进而，将中心偏析部的最高硬度限制在400Hv以下；另外，将中心偏析部的未压接部的长度限制在0. Imm以下；另外，将以轧制方向为轴、向轧制面倾斜40°的部位的{100}的集积度限制在4.0 以下；抗拉强度为600MPa以上。(2)根据(1)所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其特征在于，以质量％ 计，进一步含有以下元素中的1种或2种以上Ni :0. 01 2. 0%、Cu :0. 01 1. 0%、Cr :0. 01 1. 0%、Mo :0. 01 0. 60%、W :0.01 1.0%、V :0. 01 0. 10%、Zr :0· 0001 0. 050%、Ta :0· 0001 0. 050%、B :0· 0001 0. 0020%。(3)根据⑴或⑵所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有以下元素中的1种或2种以上REM :0· 0001 0. 01%、Mg :0· 0001 0. 01%、Y :0· 0001 0. 005%、Hf :0· 0001 0. 005%、Re :0· 0001 0. 005%。(4)根据⑴ (3)中的任一项所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其中，具有贝氏体+马氏体组织。(5)根据(4)所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其中，所述贝氏体+马氏体组织的原奥氏体母相的平均粒径为10 μ m以下。(6)根据(4)或(5)所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其中，所述贝氏体+马氏体组织中的铁素体分率低于10%。(7)根据⑴ (6)中的任一项所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其特征在于，中心偏析部的最大Mn偏析度为2. 0以下、Nb偏析度为4. 0以下、Ti偏析度为4. 0 以下。(8) 一种低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其特征在于，母材以质量％计含有C :0· 03 0. 08%、Si :0. 01 0. 5%、Mn :1.6 2.3%、Nb :0. 001 0. 05%、N :0· 0010 0. 0050%、Ca :0· 0001 0. 0050%，将以下元素限制在P :0.015% 以下、S :0.002% 以下、Ti :0. 001 0. 030%、Al :0.030% 以下、0:0. 0035% 以下，余量包含Fe及不可避免的杂质元素，满足S/Ca <0.5，进而，将中心偏析部的最高硬度限制在400Hv以下；另外，将中心偏析部的未压接部的长度限制在0. Imm以下；另外，将以轧制方向为轴、向轧制面倾斜40°的部位的{100}的集积度限制在4.0 以下；抗拉强度为600MPa以上。(9)根据⑶所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其特征在于，以质量％ 计，进一步含有以下元素中的1种或2种以上Ni :0. 01 2. 0%、Cu :0. 01 1. 0%、Cr :0. 01 1. 0%、Mo :0. 01 0. 60%、W :0.01 1.0%、V :0. 01 0. 10%、Zr :0· 0001 0. 050%、Ta :0· 0001 0. 050%、B :0· 0001 0. 0020%。(10)根据⑶或(9)所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其特征在于，以质量％计，进一步含有以下元素中的1种或2种以上REM :0· 0001 0. 01%、Mg :0· 0001 0. 01%、Y :0· 0001 0. 005%、Hf :0· 0001 0. 005%、Re :0· 0001 0. 005%。(11)根据⑶ (10)中的任一项所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其中，具有贝氏体+马氏体组织。(12)根据⑶ (11)中的任一项所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其中，所述贝氏体+马氏体组织的原奥氏体母相的平均粒径为10 μ m以下。(13)根据⑶ (12)中的任一项所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其中，所述贝氏体+马氏体组织中的铁素体分率低于10 %。(14)根据⑶ (13)中的任一项所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其特征在于，限制中心偏析部的最大Mn偏析度为2. 0以下、Nb偏析度为4. 0以下、Ti偏析度为4.0以下。发明效果根据本发明，可制造抑制了中心偏析部的最高硬度的上升、而且抑制了中心偏析的未压接部的长度的低温韧性优良的管线管用钢板及管线管用钢管等，对产业上的贡献是非常显著的。


图1示出0. 04C-1. 9Mn-Ni-Cu-Mo系中的中心偏析部的未压接部的长度和偏析度对DWTT延性断口率的影响。
具体实施例方式以下，对本发明的内容进行详细说明。本发明是涉及具有600MPa以上的抗拉强度 (TS)的低温韧性优良的超高强度管线管的发明。该强度水准的超高强度管线管与以往主流的X65相比可耐高的压力，因此能以相同的尺寸输送更多的气体。在)(65的情况下，为提高压力而需要增加壁厚，因而材料费、输送费、现场焊接施工费提高，使管线铺设费大幅度上升。这是需要具有600MPa以上的抗拉强度(TS)的高速延性断裂特性优良的超高强度管线管的理由。另一方面，如果达到高强度则钢管的制造非常困难。在此种情况下，要得到包括缝焊接部的目标特性，特别是需要改善高速断裂特性、改善母材的低温韧性、改善焊接金属及焊接热影响区的低温韧性，此外，还需要通过破裂试验使管体破断。下面对母材的高速延性断裂特性进行说明。发明者们为了满足母材的高速延性断裂特性，对母材钢板的断裂韧性进行了锐意研究，结果发现以下情况。本发明者们认为，要提高抗脆性断裂裂纹传播特性和高速延性断裂裂纹传播特性，母材需要具有高的断裂传播停止特性。为了达到此目的，已知重要的是例如提高落锤撕裂试验(DWTT)中的延性断口率、及提高断裂传播能量。在具有600MPa以上的抗拉强度的高强度的情况下，基本上形成贝氏体或马氏体主体的组织，在此种情况下，从Ar3点以上的温度开始冷却，形成钢板。在这种情况下，{100}集积在以轧制方向为轴并相对于轧制面为 40度的位置。以后，在本说明书中，将集积在以轧制方向为轴并相对于轧制面为40度的位置上的面称为“40°面”。具体而言，与无规时的集积相比具有2倍以上的集积。以后，在本说明书中，将与该无规时相比的{100}的集积的程度称为集积度。在高强度钢的情况下，例如如果中心偏析的水平差，则从中心偏析开始发生脆性断裂，该脆性断裂沿着40°面传播，DWTT延性断口率及传播能量显著降低。发明者们对存在于中心偏析部的未压接部的长度与DWTT延性断口率及DWTT传播能量的关系进行了调查，发现未压接部的长度对DWTT延性断口率或DWTT传播能量有较大的影响。图1示出 0. 04C-1. 9Mn-Ni-Cu-Mo系中的中心偏析部的未压接部的长度和偏析度对DWTT延性断口率的影响。发现如果将中心偏析的最高硬度抑制在350Hv以下，而且未压接部的长度在0. Imm 以上，则DWTT延性断口率低于85%，但如果将中心偏析的最高硬度抑制在350Hv以下，且未压接部在0. Imm以下，则DWTT延性断口率达到85%以上。发明者们认为通过如此抑制未压接部的长度，使DWTT延性断口率显著提高的理由如下。在本说明书中，所谓未压接部，指的是在通过转炉及2次精炼熔炼后，在凝固收缩时合金元素及杂质浓缩，同时在中心部形成空隙，但在该空隙为负压时，因气体成分进入空隙中而产生的轧制时没有压接的部分。此外，在本说明书中，将合金元素及杂质在中心浓缩的地方称为中心偏析部。如果轧制时进行压下则空隙减小，但压力成反比地提高。所以，如果空隙的尺寸大、气压高，则即使通过轧制，未压接部的长度也长。该未压接部为缺陷，如果该缺陷周边的低温韧性劣化，则容易生成脆性断裂，断裂的发生特性显著下降。所以，容易从中心偏析开始发生断裂，脆性断裂扩展到40°面。与此相对，如果未压接部小，则难发生脆性断裂，脆性断裂的抗力值提高。要将未压接部的长度抑制在0. Imm以下，需要将钢中的氢量控制在2. 5ppm以下。 钢中的氢在通过转炉及2次精炼熔炼后，在凝固收缩时在中心部形成空隙，但在该空隙为负压的情况下，H2的气体成分进入到空隙中。在H2的情况下，含有2. 5ppm左右作为厚板加热时的平衡的吐量。如果轧制时进行压下则空隙减小，但压力成反比地提高。详细的调查结果表明，如果将氢量抑制在2. 5ppm以下，则轧制后的由凝固空隙形成的未压接部为0. Imm 以下。另外判明要将最高硬度抑制在350Hv以下，降低最大Mn偏析度、Ti偏析度、Nb偏析度是有效的。特别是，如果最大Mn偏析度在2.0以下、Ti偏析度在4.0以下、Nb偏析度在4. 0以下，则可将最高硬度抑制在350Hv以下。这里，在本发明中，所谓最大Mn偏析度，是钢板及钢管的相对于除中心偏析部以外的平均Mn量的中心偏析部的最大的Mn量。同样，如图2所示，Nb偏析度和Ti偏析度是钢板及钢管的相对于除中心偏析部以外的平均Nb量(Ti量)的使中心偏析部平均化而得到的最大的Nb量(Ti量)。此外，在测定最大Mn偏析度时，可通过EPMA(电子探针显微分析仪=Electron Probe Micro Analyzer)或能够对ΕΡΜΑ的测定结果进行图像处理的CMA (计算机辅助微分析仪Computer Aided Micro Analyzer)测定钢板及钢管的Mn浓度分布。关于Nb偏析度及Ti偏析度也同样，通过EPMA或CMA分别测定Nb浓度分布及Ti浓度分布。此时，最大Mn偏析度的数值根据EPMA(或CMA)的探针直径而变化。本发明者们发现，通过将探针直径规定为2 μ m，能够适当地对Mn的偏析进行评价。关于Nb偏析度及 Ti偏析度也同样，得知通过将探针直径规定为2 μ m，能够适当地对偏析进行评价。但是，在 Nb,Ti的情况下，难以对最大的偏析Nb、Ti量进行测定，因此将在板厚方向分别使测定部位平均化而得出的值作为偏析度。再有，如果存在MnS、TiN、Nb(C、N)等夹杂物，则最大Mn偏析度、Ti偏析度、Nb偏析度在表观上增大，因此规定在碰到夹杂物时将其值除去后进行评价。以下，对本发明中的母材的化学成分的限定理由进行论述。C :C是提高钢的强度的元素，作为其有效的下限，需要添加0.03%以上。另一方面，如果C量超过0. 08%，则促进碳化物的生成，损害中心偏析部的低温韧性，因而将上限规定为0. 08%以下。此外，为抑制正常部的低温韧性、焊接性及韧性的下降，优选将C量的上限规定为0. 07%以下。Si :Si是脱氧元素，需要添加0.01%以上。另一方面，如果Si量超过0.5%，则使焊接热影响区(HAZ)的韧性降低，因而将上限规定为0.5%以下。Mn :Mn是提高强度及韧性的元素，需要添加1.6%以上。另一方面，如果Mn量超过 2. 3%，则使中心偏析部的低温韧性及HAZ韧性降低，因而将上限规定为2. 3%以下。为抑制中心偏析部的低温韧性劣化，优选将Mn量的上限规定为2. 0%以下。Nb =Nb是形成碳化物、氮化物，有助于强度提高的元素。为了得到效果，需要添加 0. 001%以上的Nb。可是，如果过剩地添加Nb，则Nb偏析度增加，招致Nb的碳氮化物的集积，耐HIC性下降。所以，在本发明中，将Nb量的上限规定为0.05%以下。N =N是形成TiN、NbN等氮化物的元素，为了利用氮化物使加热时的奥氏体粒径微细化，需要将N量的下限值规定为0. 0010%以上。可是，如果N的含量超过0. 0050%,则Ti 和Nb的碳氮化物容易集积，损害耐HIC性。所以，将N量的上限规定为0.0050%以下。再有，在要求韧性等的情况下，为了抑制TiN的粗大化，优选将N量的上限规定为0. 0035%以下。P :P是杂质，如果含量超过0.015%，则损害耐HIC性，而且HAZ的韧性降低。所以，将P含量的上限限制在0.01%以下。S :S是在热轧时生成向轧制方向延伸的MnS，使低温韧性降低的元素。所以，在本发明中，需要降低S量，将上限控制在0. 0020%以下。此外，为了提高韧性，优选将S量规定为0. 0010%以下。S量越少越好，但难低于0. 0001%，从制造成本的观点出发，优选将下限规定为0. 0001%以上。Ti =Ti是通常作为脱氧剂及氮化物形成元素而用于晶粒细化的元素，但在本发明中，是通过形成碳氮化物使耐HIC性及韧性降低的元素。所以，将Ti含量的上限限定在 0. 030%以下。此外，在添加低于0. 001%时，得不到晶粒微细化的效果，因而将下限规定为 0. 001%。Al =Al是脱氧元素，但在本发明中，如果添加量超过0.030%，则发现Al氧化物的集积簇状物，因而将Al量限制在0. 030%以下。在要求韧性的情况下，优选将Al量的上限规定为0. 017%以下。Al量的下限值没有特别的限定，但为了使钢水中的氧量降低，优选添加0. 0005%以上的Al。0:0是杂质，为了通过抑制氧化物的集积来提高低温韧性，将上限限制在0. 0035%以下。为了通过抑制氧化物的生成来提高母材及HAZ韧性，优选将0量的上限值规定为0.0030%以下。0量的最佳的上限为0.0020%以下。Ca =Ca是生成硫化物CaS，对向轧制方向伸长的MnS的生成进行抑制，有助于显著改善低温韧性的元素。在Ca的添加量低于0. 0001%时，得不到效果，因而将下限值规定为 0. 0001%以上。另一方面，如果Ca的添加量超过0. 0050%，则氧化物集积，损害低温韧性， 因而将上限规定为0. 0050%以下。在本发明中，通过添加Ca，形成CaS来固定S，因此S/Ca的比是重要的指标。如果 S/Ca的比为0. 5以上，则生成MnS，形成在轧制时延伸化的MnS。其结果是，低温韧性劣化。 所以，将S/Ca的比规定为低于0. 5。再有，在本发明中，作为改善强度及韧性的元素，可添加Ni、Cu、Cr、Mo、W、V、Zr、Ta、 B中的1种或2种以上的元素。Ni =Ni是对改善韧性及强度有效的元素，为了得到其效果，需要添加0.01%以上， 但在添加2. 0%以上时焊接性下降，因此优选将其上限规定为2. 0%。Cu =Cu是在不使韧性降低的情况下对提高强度有效的元素，在低于0. 01%时没有效果，如果超过1.0%则在钢坯加热时或焊接时容易产生裂纹。所以，优选将其含量规定为 0. 01 1. 0%以下。Cr 为了通过析出强化来提高钢的强度，0.01%以上的添加Cr是有效的，但如果多量地添加，则使淬火性上升，生成贝氏体组织，使低温韧性降低。所以，优选将其上限规定为 1. 0%。Mo =Mo是在提高淬火性的同时，形成碳氮化物改善强度的元素，为了得到其效果， 优选添加0.01%以上。另一方面，如果超过0. 60%地多量添加Mo，则成本上升，因而优选将上限规定为0.60%以下。此外，如果钢的强度上升，则有时低温韧性下降，因此将优选的上限规定为0. 20%以下。W W是对提高强度有效的元素，优选添加0. 01%以上，更优选添加0. 05%以上。另一方面，如果添加超过1.0%的W，则有时招致韧性的下降，因此优选将上限规定为1. 0%以下。V :V是形成碳化物、氮化物，有助于提高强度的元素，为得到效果，优选添加 0.01%以上。另一方面，如果添加超过0. 10%的V，则有时招致低温韧性的下降，因而优选将上限规定为0.10%以下。Zr.Ta =Zr及Ta与V同样，是形成碳化物、氮化物，有助于提高强度的元素，为得到效果，优选添加0. 0001%以上。另一方面，如果超过0. 050%地过剩地添加ττ及Ta，则有时招致低温韧性的下降，因而优选将上限规定为0. 050%以下。B :Β是向钢的晶界偏析，显著有助于提高淬火性的元素。为了得到此效果，优选添加0.0001%以上的B。此外，B是生成ΒΝ，使固溶N降低，还有助于提高焊接热影响区的韧性的元素，因而更优选添加0. 0005%以上。另一方面，如果过剩地添加B，则向晶界的偏析过剩，有时招致低温韧性的下降，因而优选将上限规定为0. 0020%。另外，为了控制氧化物及硫化物等夹杂物，也可以含有REM、Mg、Zr、Ta、Y、Hf、Re中的1种或2种以上。REM =REM是可作为脱氧剂及脱硫剂而添加的元素，优选添加0. 0001%以上。另一方面，如果添加超过0. 010%，则生成粗大的氧化物，有时使HIC性、或母材及HAZ的韧性降低，优选的上限为0.010%以下。Mg =Mg是可作为脱氧剂及脱硫剂而添加的元素，特别是通过生成微细的氧化物还有助于提高HAZ韧性。为得到此效果，优选添加0. 0001%以上的Mg，更优选添加0. 0005% 以上。另一方面，如果超过0. 010%地添加Mg，则氧化物容易凝集、粗大化，有时带来HIC性的劣化、或母材及HAZ的韧性的下降。所以，优选将Mg量的上限规定为0.010%以下。Y,Hf, Re :Y、Hf、Re与Ca同样，是生成硫化物、对向轧制方向伸长的MnS的生成进行抑制、有助于提高耐HIC性的元素。为得到如此的效果，优选添加0. 0001%以上的Y、Hf、 Re，更优选添加0.0005%以上。另一方面，如果Y、Hf、Re的量超过0. 0050 %，则氧化物增力口，如果凝集、粗大化则损害耐HIC性，因而优选将上限规定为0. 0050%以下。另外，在本发明中，分别将最大Mn偏析度、Nb偏析度及Ti偏析度规定为2. 0以下、 4.0以下及4.0以下。通过将最大Mn偏析度规定为2.0以下，可抑制中心偏析部的硬度上升，提高中心偏析部的低温韧性。此外，如果将Nb偏析度规定为4. 0以下，则可抑制集积的Nb (C、N)的生成，如果将Ti偏析度规定为4. 0以下，则可抑制集积的TiN的生成，均能够防止中心偏析部的低温韧性的劣化。最大Mn偏析度是钢板及钢管的相对于除中心偏析部以外的平均Mn量的中心偏析部的最大的Mn量，能够利用将探针直径规定为2 μ m的EPMA或CMA测定求出钢板及钢管的 Mn浓度分布。关于Nb偏析度及Ti偏析度也同样，利用将探针直径规定为2 μ m的EPMA或 CMA，分别测定了 Nb浓度分布及Ti浓度分布，求出钢板及钢管的相对于除中心偏析部以外的平均Nb量的使中心偏析部平均化而得到的最大的Nb量(Nb偏析度)、和钢板及钢管的相对于除中心偏析部以外的平均Ti量的使中心偏析部平均化而得到的最大的Ti量(Ti偏析度)。以下，对抑制最大Mn偏析度、Nb偏析度及Ti偏析度的方法进行说明。要抑制MruNb及Ti的偏析，连续铸造中的最终凝固时的轻压是最适合的。最终凝固时的轻压是为消除起因于铸造时的冷却不均勻的凝固部与未凝固部的混和存在而实施的，由此，能够使其在宽度方向均勻地发生最终凝固。如果“40°面”的{100}的集积度超过4.0，则可观察到斜向的整面脆性断口，不能满足85%的DWTT延性断口率，因此将{100}的集积度规定为4. 0以下。在连续铸造中，通常对钢坯进行水冷，但宽度方向的端部的冷却快，宽度方向的中央部的冷却被强化。因此，即使在钢坯的宽度方向的端部及中央部凝固，在宽度方向的1/4 部，凝固也延迟，在钢坯内部残存未凝固部。因此，在钢坯的宽度方向，凝固部和未凝固部不均勻，例如，凝固部与未凝固部的界面的形状在宽度方向有时为W型。如果产生如此的在宽度方向不均勻的凝固，则助长偏析，硬度提高，使低温韧性劣化。与此相对，在连续铸造中，如果进行最终凝固时的轻压，则未凝固部被挤压，能够使其在宽度方向均勻地凝固。此外，如果在宽度方向产生了不均勻的凝固后施加轻压，则起因于凝固部的变形阻力大，不能有效地挤压未凝固部。因此，为了不产生如此的W型的凝固，优选根据铸坯的最终凝固位置中的中心固相率的在宽度方向的分布，一边控制压下量，一边进行轻压。由此，即使在宽度方向也可抑制中心偏析，能够更加减小最大Mn偏析度、Nb偏析度、Ti偏析度。含有上述成分的钢在炼钢工序中熔炼后通过连续铸造形成钢坯，对钢坯进行再加热并实施厚板轧制，形成钢板。在此种情况下，将钢坯的再加热温度规定为1000°c以上，将再结晶温度区的压下比规定为2以上，将未再结晶区的压下比规定为3以上，如此进行厚板轧制。进而，在轧制结束后进行水冷，但水冷开始温度优选为Ar3点以上的温度，此外，优选将水冷停止温度规定为250 600°C。在低于250°C的情况下，有时产生裂纹。只要规定为此温度范围，就可形成贝氏体+马氏体分率为90%以上的显微组织。而且，能够使平均原奥氏体粒径在10 μ m以下。平均原奥氏体粒径的测定方法按照ASTM的E112的测定方法。如果使再结晶温度区的压下比低于2，且使未再结晶区的压下比低于3地进行厚板轧制，则不能使平均原奥氏体粒径在10 μ m以下。如果平均的原奥氏体粒径达到10 μ m以上，则不能满足85%的DWTT 延性断口率。所以，将平均原奥氏体粒径规定为ΙΟμπι以下。再有，再结晶温度区是轧制后产生再结晶的温度范围，在本发明的钢的成分下，一般超过900°C。另一方面，未再结晶温度区是轧制后不产生再结晶及铁素体相变的温度范围，在本发明的钢的成分下一般为750 900°C。将再结晶温度区的轧制称为再结晶轧制或粗轧，将未再结晶温度区的轧制称为未再结晶轧制或精轧。在未再结晶轧制后，通过从Ar3°C以上的温度开始水冷，将水冷停止温度规定为 250°C以上，由此能够使中心偏析的最大硬度在400Hv以下。此外，如果使水冷停止温度在 400°C以上，则同样，相变后的硬质的马氏体一部分分解，能够将硬度抑制在350Hv以下。此夕卜，如果水冷停止温度过高则强度降低，需要多添加合金，因而优选为600°C以下。最后，对使钢板的未压接部的长度在0. Olmm以下的方法进行论述。如上所述，在铸坯的凝固时伴随着凝固收缩生成气孔。此时，如果H等气体成分多，则在气孔中含有较多气体成分。如果使H量在0. 00025%以下，则几乎没有未压接部，即使存在也能够使其长度在0. Imm以下。与此相对，如果H量超过0. 00025%，则残存较多的粗大的未压接部，生成长度为0. Imm以上的未压接部，成为断裂的发生特性劣化的原因。再有，氢量是从2次精炼后的钢水中采取分析试样，用惰性气体熔化导热系数试验法测定的值。实施例接着，对本发明的实施例进行论述。在将具有表1的化学成分的MOmm厚的钢块加热至1100 1250°C后，在900°C以上的再结晶温度下进行热轧。进而在从900°C到750°C的温度范围进行未再结晶温度区的热轧。然后，在750°C以上开始水冷，在400 500°C的温度下使水冷停止，如此制造多种板厚的钢板。由此，钢板的显微组织得到了贝氏体和马氏体的合计分率为90%以上的组织。然后，在进行了 C压制、U压制、0压制后，进行定位焊、内外面的焊接，然后进行扩管，形成钢管。从这些钢板及钢管中采取拉伸试验片、DWT试验片、宏观分析片，供给各试验。DWT 试验按照API5L3进行。从宏观分析片测定Mn、Nb、Ti的偏析度。探针直径为2 μ m,按总厚X 20mm宽的测定面积实施。并实施中心偏析的硬度测定。以载重为25g对Mn浓度最高的部位的硬度进行了测定。钢板的结果见表2，钢管的结果见表3。
在表1 3中，钢1 22及34为本发明例。如表2及表3明示，这些钢板的中心偏析部的最高硬度为400Hv以下、未压接部的长度为0. Imm以下，通过DWT试验得到了 85% 以上的延性断口率。与此相对，钢23 33及35 37为脱离本发明方法的比较例。也就是说，钢23 30是基本成分在本发明的范围外的例子，钢31为S/Ca在0. 5以上、存在较多延伸化的MnS的例子，钢32是因H量超过2. 5ppm而使未压接部的长度在0. Imm以上的例子。在这些比较例中，关于钢板(表2)及钢管(表3)，在DWT试验中延性断口率都低于 85 %。钢33的H量超过2. 5ppm,未压接部超过0. Imm,因此在DWTT中延性断口率低于85 %。 钢35的40°面的{100}的集积度超过4. 0，延性断口率低于85%。钢36的基本成分的元素在本发明的范围外，且40°面的{100}的集积度超过4.0，因此延性断口率低于85%。钢 37的Nb的偏析度、Ti的偏析度超过4. 0，且40°面的{100}的集积度超过4. 0，因而延性断口率低于85%。
权利要求
1.一种低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其特征在于， 以质量％计，含有C 0. 03 0. 08%, Si 0. 01 0. 5%、 Mn 1. 6 2. 3%, Nb 0. 001 0. 05%、 N 0. 0010 0. 0050%, Ca 0. 0001 0. 0050%, 将以下元素限制在 P 0. 015% 以下、 S 0. 0020% 以下、 Ti 0. 001 0. 030%, Al 0. 030% 以下、 0 0. 00；35% 以下，余量包含Fe及不可避免的杂质元素，满足S/Ca< 0. 5，进而，将中心偏析部的最高硬度限制在400Hv以下；进而，将中心偏析部的未压接部的长度限制在0. Imm以下；进而，将以轧制方向为轴、向轧制面倾斜40°的部位的{100}的集积度限制在4.0以下；抗拉强度为600MPa以上。
2.根据权利要求1所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有以下元素中的1种或2种以上Ni 0. 01 2. 0%、 Cu 0. 01 1. 0%、 Cr 0. 01 1. 0%、 Mo 0. 01 0. 60%, W 0. 01 1. 0%,V0. 01 0. 10%,Zr 0. 0001 0. 050%, Ta 0. 0001 0. 050%, B 0. 0001 0. 0020%。
3.根据权利要求1或2所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有以下元素中的1种或2种以上REM :0. 0001 0. 01%、 Mg 0. 0001 0. 01%、Y0. 0001 0. 005%, Hf 0. 0001 0. 005%, Re 0. 0001 0. 005%。
4.根据权利要求1 3中的任一项所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其具有贝氏体+马氏体组织。
5.根据权利要求4所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其中，所述贝氏体+马氏体组织的原奥氏体母相的平均粒径为10 μ m以下。
6.根据权利要求4或5所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其中，所述贝氏体 +马氏体组织中的铁素体分率低于10%。
7.根据权利要求1 6中的任一项所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢板，其特征在于，中心偏析部的最大Mn偏析度为2. 0以下、Nb偏析度为4. 0以下、Ti偏析度为4. 0 以下。
8.—种低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其特征在于， 母材以质量％计含有C 0. 03 0. 08%, Si 0. 01 0. 5%, Mn 1. 6 2. 3%, Nb 0. 001 0. 05%, N 0. 0010 0. 0050%, Ca 0. 0001 0. 0050%, 将以下元素限制在 P 0. 015% 以下、 S 0. 002% 以下、 Ti 0. 001 0. 030%, Al 0. 030% 以下、 0 0. 00；35% 以下，余量包含Fe及不可避免的杂质元素，满足S/Ca< 0. 5，进而，将中心偏析部的最高硬度限制在400Hv以下；进而，将中心偏析部的未压接部的长度限制在0. Imm以下；进而，将以轧制方向为轴、向轧制面倾斜40°的部位的{100}的集积度限制在4.0以下；抗拉强度为600MPa以上。
9.根据权利要求8所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其特征在于，以质量％计，进一步含有以下元素中的1种或2种以上Ni 0. 01 2. 0%、 Cu 0. 01 1. 0%、 Cr 0. 01 1. 0%、 Mo 0. 01 0. 60%, W 0. 01 1. 0%, V 0. 01 0. 10%, Zr 0. 0001 0. 050%,Ta :0. 0001 0. 050%,B 0. 0001 0. 0020%。
10.根据权利要求8或9所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其特征在于，以质量％计，进一步含有以下元素中的1种或2种以上REM :0. 0001 0. 01%、Mg 0. 0001 0. 01%、Y 0. 0001 0. 005%,Hf 0. 0001 0. 005%,Re 0. 0001 0. 005%。
11.根据权利要求8 10中的任一项所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其具有贝氏体+马氏体组织。
12.根据权利要求8 11中的任一项所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其中，所述贝氏体+马氏体组织的原奥氏体母相的平均粒径为ΙΟμπι以下。
13.根据权利要求8 12所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其中，所述贝氏体+马氏体组织中的铁素体分率低于10%。
14.根据权利要求8 13中的任一项所述的低温韧性优良的高强度管线管用钢管，其特征在于，限制中心偏析部的最大Mn偏析度为2. 0以下、Nb偏析度为4. 0以下、Ti偏析度为4.0以下。
全文摘要
本发明提供一种最适合用作输送石油、天然气等的管线管等中使用的钢管的低温韧性优良的管线管用钢板及管线管钢管，以质量％计，含有C0.03～0.08％、Si0.01～0.5％、Mn1.5～2.3％、Nb0.001～0.05％、N0.0010～0.0050％、Ca0.0001～0.0050％，将以下元素限制在P0.015％以下、S0.0020％以下、Ti0.030％以下、Al0.030％以下、O0.0035％以下，余量包含Fe及不可避免的杂质元素，满足S/Ca＜0.5，进而，将中心偏析部的最高硬度限制在400Hv以下、将未压接部的长度限制在0.1mm以下。
文档编号C22C38/14GK102471843SQ20108002945
公开日2012年5月23日 申请日期2010年9月1日 优先权日2009年9月2日
发明者原卓也, 寺田好男, 村木太郎, 藤城泰志, 铃木豪 申请人:新日本制铁株式会社