专利名称：低温韧性优良的厚壁焊接钢管及低温韧性优良的厚壁焊接钢管的制造方法、厚壁焊接钢 ...的制作方法
技术领域：
本发明涉及适合于原油及天然气输送用管线管等的低温韧性优良的厚壁焊接钢管。
背景技术：
长距离输送原油、天然气的管线中使用的管线管用钢管，从输送效率的观点出发，要求高强度化或厚壁化。为了提高钢的强度，利用贝氏体是有效的，按美国石油协会(API)标准，开发了 X80以上的高强度焊接钢管。在加厚管线管用钢管的壁厚时，焊接部、特别是焊接的热影响区(Heat AffectedZone (以下简称为“HAZ”))的韧性的下降成为问题。在通过UO工序将厚板成形成管状，使端部彼此对接并进行缝焊时，采用线能量大的埋弧焊。在该埋弧焊中，特别是因HAZ的组织的粗大化或马氏体和奥氏体的混合组织(Martensite-Austenite constituent (以下简称为“MA”))的生成，韧性下降。特别是，在通过自内表面及外表面的埋弧焊进行缝焊的情况下，先焊接的熔融线附近的HAZ被后来的焊接的线能量再加热。这样，在多次被埋弧焊的情况下，粗大化的HAZ的组织成为断裂的起点，有时韧性显著下降。此外，在X80以上的高强度焊接钢管中，在提高强度时利用贝氏体，因而母材及HAZ的韧性的下降成为问题。对于这样的问题，为了提高母材的韧性，提出了利用多边形铁素体的方法。此外，为了提高HAZ的韧性，提出了利用晶粒内相变使组织微细化的方法(例如，专利文献I 4)。进而，提出了通过添加B来提高HAZ的韧性的方法(例如，专利文献5)。现有技术文献专利文献专利文献I :日本特开2008-156754号公报专利文献2 日本特开2008-163455号公报专利文献3 :日本特开2008-163456号公报专利文献4 :日本特开2009-149917号公报专利文献5 :PCT 国际公开 TO-2008 / 069289A
发明内容
发明要解决的课题在X60 70的所谓的通用管线管中，确保低温韧性成为课题。这是因为例如在北极圈等寒冷地区一直在开发油田及气田。在寒冷地区，气温有时降低到一 40°C左右，因此对于管线管用钢管，考虑到偏差要求一 60°C下的低温韧性。此外，如果从输送效率的观点出发，使管线管用钢管厚壁化，则必须增加缝焊的线能量，因HAZ的组织的粗大化或MA的生成，低温韧性降低。此外，要使管线管用钢管厚壁化，必须增加母材钢板的厚度，因此制造母材钢板时的热轧后的冷却速度降低。所以，为了利用贝氏体使厚壁焊接钢管高强度化，与薄壁的高强度钢管相比，必须添加许多合金。可是，如果使合金的添加量增加，则在HAZ，容易生成成为断裂起点的MA。另外，如果增加合金的添加量，则即使母材钢板的强度为通用焊接钢管的水平，也与高强度钢板同等地提高淬透性，因而HAZ的硬度与高强度焊接钢管同等。所以，在通用管线管用钢管厚壁化的情况下，与薄壁的高强度焊接钢管相比较，难以确保HAZ的低温韧性。进而，在管线管 的主要规格中，确定在XlOO以上的管线管中可添加B，在X60 70的所谓的通用管线管中，不允许添加B。本发明是鉴于如此的实情而完成的，其目的是提供一种壁厚为25 45mm且低温韧性优良的厚壁焊接钢管及其制造方法和厚壁焊接钢管制造用钢板。另外，在本发明的厚壁焊接钢管中，其目标是以周向作为拉伸方向的屈服强度为400 635MPa，一 60°C时的焊接热影响区的夏氏吸收能为60J以上。用于解决课题的手段本发明人为了提高与薄壁焊接钢管相比合金的添加量高的厚壁焊接钢管的HAZ的低温韧性，研究了通过母材钢板的成分及焊接条件控制HAZ的组织的方法。其结果是，得到以下见解如果在提高淬透性的元素中特别是使Mn和Mo的含量最佳化，根据壁厚使焊接的线能量适当化，则能够确保HAZ的低温韧性。本发明的要旨如下。(I) 一种低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其是通过对成形成管状的母材钢板进行缝焊而成的具有粗晶粒HAZ的壁厚为25 45mm的厚壁焊接钢管，其中，所述母材钢板具有如下的成分组成以质量％计含有C 0. 03% O. 085%、Mn I. 45% I. 85%、Ti 0. 005 O. 020%、Nb 0. 005 O. 050%、O 0. 0005 O. 005%,将以下元素限制在Si 0. 15% 以下、Al :0· 015% 以下、P :0.02% 以下、S 0. 005% 以下、Mo 0. 20% 以下，且Mn及Mo的含量满足下述(式I),通过下述(式2)求出的Pcm为O. 16 O. 19，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；所述母材钢板的金属组织由铁素体和低温相变组织构成，所述铁素体以面积率计为30 95% ；在所述粗晶粒HAZ的金属组织中，晶界铁素体的面积率为I. 5%以上，晶界铁素体和晶内铁素体的总面积率为11%以上且90%以下，MA的面积率为10%以下，剩余部分由贝氏体构成，1. 2325 ≤ (O. 85X [Mn] — [Mo])≤ 1. 5215 (式 I)Pcm = [C] + [Si] / 30 +([Mn] + [Cu] + [Cr] ) / 20 + [Ni] / 60 + [Mo] /15 + [V] / 10 (式 2)在(式2)中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分别为 C、Si、Mn、Cu、
Cr、Ni、Mo、V的含量[质量％]。(2)根据上述(I)所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述母材钢板的金属组织的铁素体的粒径为2 15 μ m。(3)根据上述(I)所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，通过焊接形成的HAZ的金属组织的贝氏体由板条状贝氏体和块状贝氏体构成，所述板条状贝氏体的面积率为20%以下。(4)根据上述(I)所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述母材钢板以质量％计还含有以下元素中的一种或两种Cu 0. 70% 以下、Ni :0· 70% 以下。(5)根据上述(I)所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述母材钢板以质量％计还含有以下元素中的I种或2种以上Cr: I. 00% 以下、V 0. 10% 以下、Zr 0. 050% 以下、Ta :0· 050% 以下。(6)根据上述(I)所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述母材钢板以质量％计还含有以下元素中的I种或2种以上Mg :0· 0100% 以下、Ca 0. 0050% 以下、REM :0· 0050% 以下。(7)根据上述(I)所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述厚壁焊接钢管的将周向作为拉伸方向的屈服强度为400 635MPa，一 60°C时的所述粗晶粒HAZ的夏氏吸收能为60J以上。(8)根据上述(I)所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述厚壁焊接钢管的焊缝金属以质量％计含有C 0. 04% O. 09%、Si :0· 01% O. 35%、Mn :1· 5% 2. 0%、Al 0. 002% O. 030%、Ti 0. 003% O. 030%、O :0· 0005% O. 030%，将以下元素限制在P 0. 02% 以下、
S 0. 005% 以下，进而，以质量％计还含有以下元素中的I种或2种以上Ni 0. 2% I. 0%、Cr + Mo + V 0. 2% I. 0%、B 0. 0001 O. 0050%,剩余部分包含铁及不可避免的杂质。(9) 一种低温韧性优良的厚壁焊接钢管的制造方法，其对下述钢进行铸造，将得到的钢坯加热至950 1150°C，在Ar3以上的结束温度下进行热轧，水冷到600°C以下，将得到的母材钢板成形成管状，所述钢具有如下的成分组成以质量％计含有C 0. 03% O. 085%、Mn : I. 45% I. 85%、Ti 0. 005 O. 020%、Nb 0. 005 O. 050%、O 0. 0005 O. 005%,将以下元素限制在Si 0. 15% 以下、Al :0· 015% 以下、P :0.02% 以下、S 0. 005% 以下、Mo 0. 20% 以下，且Mn及Mo的含量满足下述(式I),通过下述(式2)求出的Pcm为O. 16 O. 19，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；在使所述母材钢板的端部对接，通过从内表面及外表面的埋弧焊进行缝焊时，以从所述内表面的埋弧焊的线能量J1LkJ / cm]、从所述外表面的埋弧焊的线能量JjkJ /cm]和板厚t [mm]满足下述(式3)及(式4)的关系的方式进行缝焊，I. 2325 彡(O. 85X [Mn] — [Mo])彡 I. 5215 (式 I)Pcm = [C] + [Si] /30+( [Mn] + [Cu] + [Cr] )/20+ [Ni] / 60 + [Mo] /15 + [V] / 10 (式 2)(式2)中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分别为 C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V的含量[质量%] ο— 2. 3 彡 J1 — I. 75t 彡 27. 8 (式 3)
、
- 9. 6 ^ J0 - 2. 42t ^ 20. 6 (式 4)(10)根据上述(9)所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管的制造方法，其中，使900°C以下的压下比为2.0以上进行热轧。(11)根据上述(9)所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管的制造方法，其中，将所述母材钢板成形成管状的工序是将母材钢板按C字状、U字状、O字状的顺序成形的UO工序，并且该制造方法还具备在将母材钢板的端部缝焊后对得到的厚壁焊接钢管进行扩管的工序(12) 一种厚壁焊接钢管用钢板，其是用于制造厚壁焊接钢管的壁厚为25 45mm的钢板，其中，所述钢板具有如下的成分组成以质量％计含有C 0. 03% O. 085%、Mn : I. 45% I. 85%、Ti 0. 005 O. 020%、Nb 0. 005 O. 050%、O :0· 0005 O. 005%，将以下元素限制在Si 0. 15% 以下、Al :0. 015% 以下、Ρ:0·02% 以下、S:0.005% 以下、Μο:0·20% 以下，且Mn及Mo的含量满足下述(式I )，通过下述(式2)求出的Pcm为O. 16 O. 19，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，I. 2325 彡(O. 85X [Mn] — [Mo])彡 I. 5215 (式 I)Pcm = [C] + [Si] / 30 +([Mn] + [Cu] + [Cr] ) / 20 + [Ni] / 60 + [Mo] /15 + [V] / 10 (式 2)在(式2)中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分别为 C、Si、Mn、Cu、
Cr、Ni、Mo、V的含量[质量％]。(13)根据上述(12)所述的厚壁焊接钢管用钢板，其中，金属组织的铁素体的粒径为2 15 μ m。发明效果根据本发明，能够提供壁厚为25 45mm、在一 60°C的低温下具有良好的HAZ韧性的厚壁焊接钢管。本发明对产业上的贡献极其显著。
图I是用于说明厚壁焊接钢管的HAZ的组织的示意图，是用于说明粗晶粒HAZ的定义的图。图2是用于说明厚壁焊接钢管的粗晶粒HAZ的组织的示意图，是用于说明原奥氏体晶界附近的MA和板条状贝氏体的图。图3是用于说明本发明的厚壁焊接钢管的粗晶粒HAZ的金属组织的示意图，是用于说明粗晶粒HAZ的晶界铁素体及晶内铁素体的图。图4是用于说明评价粗晶粒HAZ的韧性的V型缺口试验片的采取位置的图。图5是表示O. 85X [Mn] 一 [Mo]与一60°C时的粗晶粒HAZ的夏氏吸收能的关系的曲线图。
图6是用于说明圆棒试验片的采取位置的图。图7是表示本发明例的粗晶粒HAZ的金属组织的照片。图8是表示比较例的粗晶粒HAZ的金属组织的照片。图9是图7的金属组织的示意图。图10是图8的金属组织的示意图。
具体实施例方式本发明人为得到具有优良的低温韧性的厚壁焊接钢管，如以下所示进行了研究。本发明人首先对厚壁焊接钢管的焊接热影响区(HAZ)的组织进行了调查。图I是用于说明厚壁焊接钢管的HAZ的组织的示意图，是用于说明粗晶粒HAZ的定义的图。厚壁焊接钢管例如对通过按C字状、U字状、O字状的顺序成形的UO工序形成为管状的母材钢板A的端部彼此进行缝焊来制造。图I示出含有HAZ的厚壁焊接钢管的断面的一部分。在图I中，符号I表示厚壁焊接钢管的外表面焊缝金属(焊缝金属)、符号2表示内表面焊缝金属(焊缝金属)，符号5表示母材钢板A的HAZ，符号3表示母材钢板A与焊缝金属1、2的熔融线。焊缝金属1、2与焊接时未熔融的母材钢板A的边界为熔融线3。沿着厚壁焊接钢管的周向，从熔融线3朝母材钢板A的内部到规定的距离为止的范围为HAZ5。在HAZ5中，从熔融线3向母材钢板A侧到O. 3mm为止的区域为粗晶粒HAZ4。根据本发明人的研究结果得知在熔融线3附近的HAZ5中，原奥氏体晶粒变得粗大。另外，原奥氏体晶粒是在缝焊时产生的奥氏体晶粒变为铁素体和低温相变组织而成的。原奥氏体晶粒的粒径与缝焊时产生的奥氏体晶粒的粒径相等。特别是，在HAZ5中从熔融线
3向母材钢板侧到O. 3mm为止的区域即粗晶粒HAZ4中，原奥氏体晶粒的粒径达到100 μ m以上，在大的晶粒中还观察到粒径为200 300 μ m的原奥氏体晶粒。在从熔融线3向母材钢板A侧到O. 3mm为止的HAZ5 (粗晶粒HAZ4)中含有I 3个原奥氏体晶粒。换而言之，在本发明中，粗晶粒HAZ4是通过焊接被加热到奥氏体温度区、结果原奥氏体晶粒径达到100 μ m以上的区域。本发明人们从厚壁焊接钢管的HAZ5采取试验片，评价了一 60°C时的韧性，结果得到了在粗晶粒HAZ4中容易发生脆性断裂的见解。图2是用于说明厚壁焊接钢管的粗晶粒HAZ4的组织的示意图，是用于说明原奥氏体晶粒的晶界附近的MA和板条状贝氏体的图。在图2中，符号6表示原奥氏体晶界，符号7表示板条状贝氏体，符号8表示MA。图2示出在粗晶粒HAZ4中两个原奥氏体晶粒G1、G2夹着原奥氏体晶界6地相接的状态。如上所述，在粗晶粒HAZ4中，在缝焊时产生的奥氏体晶粒在冷却后成为原奥氏体晶粒。而且，在邻接的原奥氏体晶粒Gl、G2彼此之间，原奥氏体晶界6成为痕迹而显现。在粗晶粒HAZ4中，在原奥氏体晶界6及原奥氏体晶粒的内部生成板条状贝氏体7、MA8。在厚壁焊接钢管中，为了兼顾母材强度和韧性，较多地添加Mn或Mo等淬透性元素。因此,在粗晶粒HAZ4中，如图2所示,容易从原奥氏体晶界6生成板条状贝氏体7。图2所示的板条状贝氏体7是在板条状的铁素体之间生成渗碳体而形成的组织。 在焊接后的粗晶粒热影响区4的冷却速度慢的情况下，C在生成的板条状贝氏体7的之间浓缩，因此如图2所示，生成马氏体和奥氏体的MA8。
本发明人对粗晶粒热影响区4的MA8的分布状态与脆性断裂的起点的对应进行了详细调查。其结果查明在图2所示的MA8中，与原奥氏体晶界6邻接的MA9成为断裂的起点。夹着原奥氏体晶界6朝各原奥氏体晶粒的内部分别生成的板条状贝氏体7的晶体取向相互大为不同。因此，原奥氏体晶界6成为大倾角晶界。所以，认为与原奥氏体晶界6邻接的MA9容易成为断裂的起点。另外，大倾角晶界定义为方位差为15°以上的晶界，可通过EBSP分析来判定。另一方面，可知在原奥氏体晶粒的晶粒内，在板条状贝氏体7之间生成的MA8不成为脆性断裂的起点。其理由认为是，如图2所示，由于原奥氏体晶粒的晶粒内生成的MA8彼此的晶体取向大致相同，MA8彼此间存在的晶界没有形成大倾角晶界。本发明人又进行了反复研究，结果发现为了得到具有优良的低温韧性的厚壁焊接钢管，在粗晶粒HAZ4的金属组织中，必须是晶界铁素体的面积率为I. 5%以上，晶界铁素体和晶内铁素体的总面积率为11%以上且90%以下，MA8的面积率为10%以下，剩余部分为 贝氏体。图3是用于说明本发明的厚壁焊接钢管的粗晶粒HAZ4的金属组织的示意图。如图3所示，在本发明的厚壁焊接钢管的粗晶粒HAZ4中，包含原奥氏体晶界6处生成的晶界铁素体10和原奥氏体晶粒内生成的晶内铁素体11。晶界铁素体10为在通过焊接时的再加热而生成的奥氏体晶粒被冷却时，在原奥氏体晶界6的位置生成核并进行晶粒生长而得到的铁素体。晶内铁素体11是在奥氏体晶粒被冷却时，以原奥氏体晶粒内部的微细夹杂物为核而生成的铁素体。在粗晶粒HAZ4的原奥氏体晶界6上生成的晶界铁素体10成为断裂裂纹传播的阻力。如上所述，在粗晶粒HAZ4中，从原奥氏体晶界6朝各原奥氏体晶粒G1、G2的内部，在晶体取向相互不同的状态下，生成板条状贝氏体7、MA9。通过存在晶界铁素体10，在原奥氏体晶界6的位置，晶界铁素体10可进入如此晶体取向相互不同的板条状贝氏体7、MA9之间。该晶界铁素体10成为断裂裂纹传播的阻力，粗晶粒HAZ4的低温韧性提高。为了有效地提高一 60°C时的粗晶粒HAZ4的低温韧性，晶界铁素体10的面积率在
I.5%以上是必要的。晶界铁素体10的面积率如图3所示，以在粗晶粒HAZ4的断面组织中晶界铁素体10出现的面积率(与原奥氏体晶界6相接的铁素体的面积率)来定义。在晶界铁素体10的面积率低于I. 5%时，晶界铁素体10的断裂传播阻力不充分，因此I. 5%以上是必要的。此外，由原奥氏体晶粒内的氧化物生成的粗晶粒HAZ4的晶内铁素体11微细，成为断裂裂纹传播的阻力，提高脆性断裂阻力，使低温韧性提高。此外，伴随着晶内铁素体11的生成，渗碳体析出，因而可抑制粗大的MA8的生成。通过原奥氏体晶界6中的晶界铁素体10和晶内铁素体11充分存在，可得到一60°C时的韧性优良的厚壁焊接钢管。在本发明的厚壁焊接钢管中，为了确保一 60°C时的韧性，在粗晶粒HAZ4的金属组织中，晶界铁素体10和晶内铁素体11的总面积率在11%以上是必要的。另外，粗晶粒HAZ4的金属组织中的晶内铁素体11的面积率优选为O. 5%以上。随着粗晶粒HAZ4的金属组织中的晶界铁素体10及晶内铁素体11的面积率的增力口，可改善HAZ5的低温韧性。可是，如果晶界铁素体10及晶内铁素体11的面积率的合计超过90%，则强度降低。因此，在本发明中，将粗晶粒HAZ4的金属组织中的晶界铁素体10及晶内铁素体11的面积率的合计的上限规定为90%以下，优选规定为80%以下。此外，粗晶粒HAZ4的金属组织中所含的贝氏体由图2所示的板条状贝氏体7和块状贝氏体(未图示)构成。板条状贝氏体7是在板条状的铁素体之间生成了渗碳体的组织。相互邻接的板条状贝氏体7彼此以相同的晶体取向生成，因而粗晶粒HAZ4的金属组织所含的板条状贝氏体7成为粗大的组织，使韧性劣化。所以，在本发明中，优选使粗晶粒HAZ4的板条状贝氏体7的面积率在20%以下。块状贝氏体也被称为颗粒贝氏体，是在块状的铁素体之间生成了渗碳体的组织。此外，本发明人为了将粗晶粒HAZ4的金属组织控制成晶界铁素体10及晶内铁素体11充分地生成、且MA8被抑制了的组织，对母材钢板A的合金的成分进行了研究。在HAZ5中生成的贝氏体和MA8使韧性降低。因此，对母材钢板A的合金的成分， 着眼于在提高淬透性的元素中含量高的Mn和对淬透性产生的效果显著的Mo进行了研究。Mn作为提高母材钢板的强度的廉价的元素是有用的，抑制HAZ5的铁素体生成的效果比较小。另一方面，Mo是以微量对提高母材强度有用的元素，但显著抑制HAZ5的铁素体生成。因此，为了确保HAZ5的韧性，应抑制含量。本发明人为了确定Mn及Mo的含量，制作了 Mn及Mo的含量不同的多个板厚为25 45mm的母材钢板。然后，本发明人采用各母材钢板进行埋弧焊，制作接头，评了价低温韧性。埋弧焊从表面及背面各进行一层。低温韧性按照JIS Z 2242在一 60°C下进行夏氏冲击试验，测定V型缺口试验片的夏氏吸收能而进行评价。V型缺口试验片按照JIS Z 3128制成。图4是用于说明V型缺口试验片的采取位置的图。在图4中，符号I表示外表面焊缝金属(焊缝金属)，符号2表示内表面焊缝金属(焊缝金属)，符号3表示母材钢板A与焊缝金属1、2的熔融线。如图4所示，V型缺口试验片15的长度方向与母材钢板A的宽度方向(厚壁焊接钢管的周向)一致。以V型缺口试验片15的中央成为熔融线3的位置的方式，切下V型缺口试验片15。由此，在V型缺口试验片15的中央形成的V型缺口 16与熔融线3相交。此外，V型缺口试验片15是从母材钢板A (厚壁焊接钢管)的外表面侧和内表面侧分别在2mm深处采取的。然后，本发明人采用该V型缺口试验片15进行了夏氏冲击试验，结果发现在Mn及Mo的含量满足下述(式I)时，能够确保HAZ5、特别是粗晶粒HAZ4的低温韧性。I. 2325 彡(O. 85X [Mn] — [Mo])彡 I. 5215 (式 I)在(式I)中，[Mn]、[Mo]分别为Mn、Mo的含量[质量%]。采用由(O. 85X [Mn] — [Mo])为I. I I. 6的各钢种制作的各V型缺口试验片15，调查了粗晶粒HAZ4的低温韧性。其结果是，得到图5。如果(O. 85X[Mn] — [Mo])低于(式O的下限值，则抑制粗晶粒HAZ4的晶界铁素体10的生成的Mo的影响增大。另一方面，如果(0.85X[Mn] - [Mo])超过(式I)的上限值，则Mn导致的淬透性的提高的效果增大。因此，在(O. 85 X [Mn] - [Mo])在(式I)的范围外时，在粗晶粒HAZ4中未充分生成晶界铁素体10，- 60°C时的粗晶粒HAZ4的夏氏吸收能低于60J，HAZ5的低温韧性降低。此外，作为粗晶粒HAZ4的晶内铁素体11的生成核，Ti的氧化物是适合的。所以，在本发明中，为了将粗晶粒HAZ4的金属组织中的晶内铁素体的面积率规定为O. 5%以上，在将母材钢板A的合金的成分中的Al含量的上限限制在O. 015%以下的同时，含有O. 005
O.02%的Ti，生成微细的Ti氧化物。此外，Si及Al是促进MA8的生成的元素。在本发明中，为了使粗晶粒HAZ4的金属组织中的MA8的面积率在10%以下，在将母材钢板A的合金的成分中的Al含量的上限限制在O. 015%以下的同时，将Si的含量限制在O. 15%以下。此外，如果母材钢板A的通过下述(式2)求出的Pcm超过O. 19，则在粗晶粒HAZ4中未充分生成晶内铁素体11，粗晶粒HAZ4的低温韧性变得不充分。Pcm—般为焊接性的指标，但也是影响淬透性的合金成分的关系式，也会影响厚壁焊接钢管的金属组织。如果淬透性增加，则容易生成粗晶粒HAZ4的板条状贝氏体8。如果Pcm超过O. 19，则有时粗晶粒HAZ4的金属组织中的板条状贝氏体4的面积率无法成为20%以下，因此是不优选的。 Pcm = [C] + [Si] / 30 +([Mn] + [Cu] + [Cr] ) / 20 + [Ni] / 60 + [Mo] /15 + [V] / 10 (式 2)在(式2)中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分别为 C、Si、Mn、Cu、
Cr、Ni、Mo、V的含量[质量％]。另外，对于含量被限制的Mo、选择性地含有的Si、Ni、Cu、Cr、V，在有意不含有时，在上述(式I)、(式2)中作为O计算。“母材钢板的金属组织”接着，对本发明的厚壁焊接钢管的母材钢板的金属组织进行说明。壁厚为25 45mm的本发明的厚壁焊接钢管的强度为了按API标准达到X60等级以上，需要在母材钢板的金属组织中生成低温相变组织。低温相变组织一般是马氏体、贝氏体、MA的总称。但是，在本发明的母材钢板中，因热轧后的冷却速度慢而难生成马氏体，低温相变组织多为贝氏体、MA的一方或双方。另一方面，如果母材钢板的金属组织仅为低温相变组织，例如为贝氏体单相，则形成斜向断口，韧性劣化，因而在母材钢板的金属组织中生成铁素体是必要的。在本发明中，为了在一 60°C下确保韧性，母材钢板的金属组织由铁素体和低温相变组织构成，所述铁素体以面积率计为30 95%。铁素体的面积率为了提高韧性而规定为30%以上，为了确保强度而规定为95%以下。铁素体的剩余部分为低温相变组织，其中MA为对韧性施加不良影响的组织，因而以面积率计优选使其在10%以下。但是，由于母材钢板的晶粒比HAZ微细，所以MA的不良影响多不成为问题。只要厚壁焊接钢管的母材钢板的金属组织中铁素体的面积率在50%以上，贝氏体的面积率在50%以下，则强度和韧性的平衡就变得更好。如果母材钢板的金属组织中含有的铁素体的粒径粗大，则有时分离变得显著，母材钢板的韧性劣化。所以，为了确保一 60°C时的韧性，优选将母材钢板的铁素体的粒径规定为15μπι以下。为了提高低温韧性，优选使母材钢板的铁素体的粒径微细化。可是，本发明的厚壁焊接钢管的壁厚为25mm以上。在板厚为25mm以上的钢板中，热轧的压下比及冷却速度有界限。所以，从制造成本的观点出发，母材钢板的铁素体的粒径的下限优选为2μπι以上。“母材钢板的成分”接着，对本发明的厚壁焊接钢管的母材钢板的成分进行说明。另外，有关成分的％的表示，在不特别说明时都表示质量％。
母材钢板的金属 组织与淬透性的相关性强，在本发明中，通过由C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V的含量[质量％]根据上述(式2)求出的Pcm进行评价。在本发明中，为了兼顾母材钢板及厚壁焊接钢管的HAZ的强度和低温韧性，满足X60等级以上，在母材钢板的合金成分中将Pcm规定为O. 16 O. 19。C是提高钢的强度的元素。在本发明中，限制C的含量，通过形成铁素体和贝氏体的混合组织，兼顾母材钢板的强度和韧性。如果C含量低于O. 03%，则强度变得不充分。如果C含量超过O. 085%,则韧性劣化。因此，在本发明中使最佳的C量在O. 03 O. 085%的范围。Si是脱氧元素，但在HAZ中是助长MA生成的元素。如果Si含量超过O. 15%，则MA的生成变得显著，韧性劣化。因此在本发明中，使Si含量在0.15%以下。为了抑制MA的生成，Si含量优选为O. 10%以下。Mn作为脱氧剂使用，对于确保母材钢板的强度和韧性是必要的。为了促进贝氏体的生成，得到强度，需要含有1.45%以上的Mn。优选含有I. 50%以上的Mn。另一方面，为了生成粗晶粒HAZ的晶界铁素体，在本发明中，使Mn的含量的上限在I. 85%以下。优选Mn量为I. 80%以下。P是杂质元素，如果含有超过O. 02%则母材钢板的韧性劣化。所以，P含量的上限为O. 02%以下。S是杂质元素，如果含有超过O. 005%则生成粗大的硫化物，使母材钢板的韧性劣化。所以，S含量的上限为O. 005%以下。Al作为脱氧剂使用，但在本发明中，利用Ti氧化物作为晶内铁素体的生成核，因此将Al含量的上限限制在O. 015%以下。此外，Al助长粗晶粒HAZ的MA的生成，因而优选将Al含量的上限限制在O. 010%以下。Ti使作为晶内相变的生成核有效地起作用的Ti的氧化物微细地分散，因此是重要的元素。为了发挥其效果，在本发明中，使Ti含量在O. 005%以上。可是，如果Ti量超过
O.020%则生成粗大的Ti的碳氮化物，损害韧性。所以，将Ti含量的上限规定为O. 020%以下。Ti量的优选的上限为O. 015%以下。Nb在使母材钢板的组织细粒化的同时，生成微细的碳氮化物，因此为了确保强度和韧性是重要的元素。为了发挥其效果，需要含有O. 005%以上的Nb。可是，如果Nb含量超过O. 050%则生成粗大的碳氮化物，韧性劣化。所以，将Nb含量的上限规定为O. 050%以下。Nb是提高钢的淬透性的元素，为了促进粗晶粒HAZ的晶界铁素体的生成，优选使Nb含量的上限在O. 025%以下。Mo是提高淬透性的元素，特别是对于壁厚厚的母材钢板的强度和韧性的兼顾是有效的。可是，在本发明中，为了在粗晶粒HAZ中生成晶界铁素体，将Mo含量的上限限制在
O.20%以下。此外，为了抑制粗晶粒HAZ的MA的生成，优选使Mo含量在O. 15%以下。O (氧)是钢中不可避免地含有的元素。在本发明中，为了生成有助于晶内铁素体的生成的微细的Ti氧化物，将母材钢板的O含量规定为O. 0005 O. 005%。也就是说，在O含量低于O. 0005%时，不能生成足够个数的Ti氧化物，在超过O. 005%时生成粗大的Ti氧化物，使韧性劣化。另外，母材钢板的O含量与生成氧化物的铸造时残存于钢中的氧量相等。进而，作为提高强度和韧性的元素，也可以在母材钢板中含有Cu、Ni、Cr、V、Zr、Ta中的I种或2种以上。此外，这些元素在含量低于优选的下限时，不会特别地产生不良影响。Cu及Ni是在不损害韧性的情况下提高强度的有效的元素，为了得到其效果，优选将Cu及Ni的含量的下限规定为O. 05%以上。另一方面，为了抑制钢坯加热时及焊接时的裂纹，Cu及Ni的含量的上限优选规定为O. 70%以下。Cr、V、Zr、Ta是生成碳化物、氮化物，通过析出强化提高钢的强度的元素，可以含有I种或2种以上。为了有效地提高强度，优选将Cr含量的下限规定为O. 02%以上，将V含量的下限规定为O. 01%以上，将Zr含量及Ta含量的下限都规定为O. 0001%以上。另一方面，如果过剩地添加Cr，则因淬透性的提高而使强度上升，有时损害韧性，因而优选将Cr含量的上限规定为I. 00%以下。此外，如果过剩地添加V、Zr、Ta则碳化物及氮化物粗大化，有时损害韧性，因而优选将V含量的上限规定为O. 10%以下，将Zr含量、Ta含量的上限都规 定为O. 050%以下。进而，为了通过控制夹杂物的形态谋求提高韧性，母材钢板中也可以含有Mg、Ca、REM中的I种或2种以上。此外，这些元素在含量低于优选的下限时，也不会特别地产生不良影响。Mg是在氧化物的微细化、硫化物的形态控制中体现效果的元素。特别是，微细的Mg氧化物作为晶内相变的生成核发挥作用，并体现出作为钉扎粒子抑制粒径粗大化的效果。为了得到这些效果，优选含有O. 0001%以上的Mg。另一方面，如果含有超过O. 0100%的量的Mg，则生成粗大的氧化物，使母材钢板及钢管的HAZ韧性劣化，因而优选将Mg含量的上限规定为0.0100%以下。Ca及REM对于控制硫化物的形态是有用的，是通过生成硫化物对朝轧制方向伸长的MnS的生成进行抑制、改善母材钢板的板厚方向的特性、特别是耐层状撕裂性的元素。为得到该效果，Ca含量、REM含量的下限都优选规定为0.0001%以上。另一方面，如果Ca含量、REM含量超过O. 0050%则粗大的氧化物增加，使韧性劣化，因而优选将Ca含量及REM含量的上限规定为O. 0050%以下。此外，本发明的厚壁焊接钢管的母材钢板的壁厚为25mm以上。在作为管线管使用时，为了防止内压造成的断裂，优选将母材钢板的壁厚规定为30mm以上。另一方面，如果母材钢板的壁厚超过45mm，则为提高强度而需要添加大量的合金，并且因焊接的线能量增大而难以确保强度及低温韧性。所以，将本发明的厚壁焊接钢管的母材钢板的壁厚的上限规定为45mm以下。本发明以所谓的通用管线管即X60 70的焊接钢管为对象，与周向对应的拉伸方向的屈服强度优选为635MPa以下。为了提高管线管的内压，优选使与焊接钢管的周向对应的拉伸方向的屈服强度在400MPa以上。另外，通常，与钢管的周向对应的方向是母材钢板的板宽方向。此外，本发明的厚壁焊接钢管设想在寒冷地区的使用，一 60°C时的HAZ的夏氏吸收能为40J以上，更优选为80J以上。“焊缝金属的成分组成”进一步对焊缝金属的成分组成进行说明。C对于提高焊缝金属的强度是非常有效的元素，优选含有O. 04%以上。可是，如果C含量过多，则容易发生焊接低温裂纹，特别是，现场焊接部和缝焊相交的所谓的T型交叉部的HAZ有时发生硬化而损害韧性。因此，优选将焊缝金属的C含量的上限规定为O. 09%以下。Si为了防止焊接缺陷即气孔的发生而优选含有O. 01%以上。另一方面，如果过剩地添加Si则焊缝金属的低温韧性降低，因而优选将Si含量的上限规定为O. 35%以下。特别是在进行多次焊接的情况下，被再加热的焊缝金属的低温韧性有时显著劣化，因而优选将Si含量的上限规定为O. 30%以下。Mn对于确保焊缝金属的强度和韧性的平衡是有效的元素，优选将Mn含量的下限规定为I. 5%以上。可是，如果大量含有Mn则助长偏析，损害焊缝金属的低温韧性，焊接中使用的焊丝的制造也困难，因而优选将Mn含量的上限规定为2. 0%以下。Al是在制造焊丝时为了良好地进行精炼及凝固而添加的元素。为了有效利用微细的Ti系氧化物，抑制焊缝金属的粒径的粗大化，优选使焊缝金属的Al含量在O. 002%以上。可是，Al是促进MA的生成的元素，因而焊缝金属的Al含量的优选的上限为O. 030%以下。Ti生成成为晶粒内相变的生成核的微细的氧化物，有助于焊缝金属的粒径的微细 化。Ti优选含有O. 003%以上。另一方面，如果大量地含有Ti则较多地生成Ti的碳化物，有时使低温韧性劣化，因而优选将含量的上限规定为O. 030%。O是杂质，焊缝金属中最终残存的氧量多为O. 0005%以上。可是，在O超过O. 030%地残存于焊缝金属中时，生成粗大的氧化物，有时焊缝金属的韧性降低。所以，优选将焊缝金属的O含量的上限规定为O. 030%以下。通常，焊缝金属的O含量通过埋弧焊中使用的焊剂来调整。P及S是杂质，为了降低焊缝金属的低温韧性的劣化及低温裂纹敏感性，优选将P含量的上限规定为O. 02%以下，将S含量的上限规定为O. 005%以下。另外，从低温韧性的观点出发，P含量的更优选的上限为O. 01%以下。焊缝金属优选进一步选择性地含有Ni、Cr、Mo、V中的I种或2种以上。Ni是通过提高焊缝金属的淬透性确保强度、进而提高低温韧性的元素。为了得到效果，优选含有O. 2%以上的Ni。另一方面，如果Ni含量过多，则有时产生高温裂纹，因而优选将Ni量的上限规定为I. 0%以下。Cr、Mo、V都是提高淬透性的元素，为了焊缝金属的高强度，优选含有合计为O. 2%以上的其中的I种或2种以上的元素。另一方面，如果过剩地含有Cr、Mo、V则焊缝金属的淬透性过高，有时损害低温韧性。所以，优选将Cr、Mo、V中的I种或2种以上的合计的含量的上限规定为1.0%以下。焊缝金属为了进一步提高淬透性，也可以含有B。B是显著提高焊缝金属的淬透性的元素，为了确保强度，优选含有O. 0001%以上。另一方面，如果过剩地含有B则有时损害焊缝金属的韧性，因此优选将B含量的上限规定为O. 0050%以下。焊缝金属因来自母材钢板的稀释，有时含有上述以外的元素，例如作为母材钢板的必需元素的Nb、选择性地添加到母材中的Cu、Zr、Ta、Mg、Ca、REM等。此外，焊缝金属有时含有为顺利地进行焊丝的精炼及凝固而根据需要添加的Zr、Nb、Mg等元素。这些是不可避免地含有的杂质。“厚壁焊接钢管的制造方法”接着，对本发明的厚壁焊接钢管的制造方法进行说明。首先，对母材钢板的制造方法进行说明。
在将调整到上述母材钢板的成分的钢熔炼后进行铸造，形成钢坯。铸造可按常规方法进行，但从生产性的观点出发，优选连续铸造。钢坯为了热轧而被加热。在热轧时，将钢坯加热至钢组织成为奥氏体的温度区。在本发明中的母材钢板的化学成分中，钢组织成为奥氏体的Ac3不超过950°C，因而将热轧的加热温度规定为950°C以上。为了使母材钢板的晶粒微细化，将钢坯的加热温度的上限规定为1150°C以下。此外，为了促进热轧后的铁素体相变，优选以低的温度进行热轧，增加蓄积的应变量。所以，优选降低热轧的加热温度，IlOO0C以下为更优选的钢坯的加热温度的上限。热轧也可以在从加热炉取出钢坯后立即开始。所以轧制开始温度没有特别规定。由于在钢组织成为奥氏体单相的温度以上进行热轧，因此热轧的结束温度规定为Ar3以上。如果在低于Ar3的结束温度下进行热轧，则因经加工的铁素体生成，韧性降低，或者形成由特定的方位聚集而成的织构，有时母材钢板的材质的各向异性变得显著。从使母材钢板的晶粒微细化的观点出发，优选将在促进再结晶的温度区(再结晶温度区)即超过900°C的温度下的热轧的压下比规定为2.0以上。再结晶温度区的压下比是钢坯的厚度与超过900°C时的最终轧制后的板厚的比。在进行热轧时，如果提高低温度下的压下比，则能够使晶粒微细化。特别是，900°C以下为可抑制再结晶的温度区(未再结晶区)，为了在水冷后促进铁素体相变，优选提高900°C以下的热轧中的压下比。为了使母材钢板的铁素体的粒径在15μπι以下，优选使热轧的900°C以下的压下比在2. 5以上。进而，为了使铁素体的粒径微细化，优选使热轧的900°C以下的压下比在3. O以上。900°C以下的压下比是将900°C以下的轧制开始前的板厚除以热轧结束后的板厚而得出的比。另外，超过900°C时的最终的轧制后的板厚与开始900°C以下的轧制之前的板厚结果为相同的数值。此外，热轧的在未再结晶区及再结晶区的压下比的上限没有规定，但如果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12.0以下。
在热轧终止后，为了将母材钢板的组织形成铁素体和贝氏体混合的组织而实施水冷。如果水冷的停止温度过高则生成珠光体，因而将水冷的停止温度规定为600°C以下。水冷停止温度的下限没有规定，也可以冷却到室温，但如果考虑到氢致缺陷，则优选规定为150°C以上。将如此得到的母材钢板成形成管状，将管状的母材钢板的端部(缝)对接，通过从内表面及外表面的埋弧焊进行缝焊，形成厚壁焊接钢管。在本发明中，优选下述的UOE工序，该工序对母材钢板按C字状、U字状、O字状的顺序进行压制成形(U0工序)，在将母材钢板的端部对接并通过埋弧焊进行了缝焊后，采用扩管器等对得到的厚壁焊接钢管进行扩管。在本发明的厚壁焊接钢管的制造方法中，在将母材钢板的端部对接后进行埋弧焊的工序优选是在将母材钢板的端部对接并从内表面进行了埋弧焊后、再从外表面进行埋弧焊的工序。埋弧焊的线能量对粗晶粒HAZ的组织有较大的影响。此外，在本发明中，为了使焊接后的冷却速度与通常相比减慢，有意地提高埋弧焊的线能量。本发明人从焊接后的粗晶粒HAZ的冷却速度对铁素体及MA向粗晶粒HAZ中的原奥氏体晶界的生成产生影响的观点出发，研究了埋弧焊的线能量与母材钢板的壁厚的关系。本发明人采用板厚为25 40mm的母材钢板，从表面及背面各进行一层埋弧焊，制作多个接头。然后，本发明人对多个接头观察了粗晶粒HAZ的组织，调查了埋弧焊的线能量及母材钢板的板厚与粗晶粒HAZ的组织的关系。本发明人将先焊接的一侧的线能量规定为内表面焊接线能量JiLJ / Cm]，将后焊接的一侧的线能量规定为外表面焊接线能量JjJ / cm]，通过整理与板厚t的关系，评价了对粗晶粒HAZ的组织的影响。其结果是，本发明人得到了以下见解为了确保粗晶粒HAZ的晶界铁素体，抑制MA的生成，满足下述(式3)及(式4)的关系是必要的。- 2. 3 ^ J1 - I. 75t ^ 27. 8 (式 3)- 9. 6 ^ J0 - 2. 42t ^ 20. 6 (式 4) 上述(式3)及(式4)对于控制粗晶粒HAZ的组织是必要的，认为其理由如下。如果(J1- I. 75t)及/或(J。一 2. 42t)减小，则焊接后的冷却速度加快。如果(J1 - I. 75t)及/或(J。一 2. 42t)低于上述范围，则不能确保晶界铁素体。另一方面，如果(J1- 1.75t)及/或(J。一 2.42t)增大，则焊接后的冷却速度减慢。如果(J1- 1.75t)及/或(J。一 2. 42t)超过上述范围，则容易生成MA，不能抑制MA的生成。如果(J1 — I. 75t)在上述(式3)的范围内，(J。— 2. 42t)在上述(式4)的范围内，则可确保粗晶粒HAZ的金属组织的晶界铁素体及晶内铁素体，同时抑制MA的生成。也就是说，为了在粗晶粒HAZ的金属组织中确保面积率为O. 1%以上的晶界铁素体，需要将(J1 - I. 75t)规定为一 2. 3以上，将(J。- 2. 42t)规定为一 9.6以上。此外，为了在粗晶粒HAZ的金属组织中使MA的面积率在10%以下，需要将(J1 - I. 75t)规定为27. 8以下，将(J。- 2. 42t)规定为20. 6以下。此外，焊丝考虑到母材钢板导致的成分的稀释，为了将焊缝金属的成分组成规定在上述范围，优选规定为以下的成分。也就是说，成分组成为，以质量％计含有C :0. 01 O. 12%、Si :0. 05 O. 5%、Mn
I.O 2. 5%、Ni 2. O 8. 5%，还含有Al :0. 1%以下、Ti :0. 05%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。进而，焊丝可以含有B :0. 001 O. 005%,也可以在Cr + Mo + V :1. O 5. 0%的范围内含有Cr、Mo、V中的I种或2种以上。此外，在本发明中，为了提高厚壁焊接钢管的圆度，优选对在缝焊后得到的厚壁焊接钢管进行扩管。在通过扩管提高厚壁焊接钢管的圆度时，由于需要使其变形到塑性区，因此优选将扩管率规定为O. 7%以上。扩管率是用百分率表示将扩管后的厚壁焊接钢管的外周长与扩管前的厚壁焊接钢管的外周长的差除以扩管前的厚壁焊接钢管的外周长而得出的值。如果扩管率超过2%，则母材钢板及焊缝金属都因塑性变形而使韧性劣化。所以，优选将扩管率规定为O. 7 2. 0%。实施例以下，通过实施例对本发明的效果进行具体的说明。对具有表I的化学成分的钢种A R的钢进行铸造，形成240mm厚的钢坯。钢种A M为本发明例，钢种N R为比较例。另外，表I中，(式I)为0.85X [Mn] — [Mo]([Mn]、[Mo]为Mn、Mo的含量[质量％])。空栏表示不有意添加元素。下划线表示在本发明的范围外。
权利要求
1. 一种低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其是通过对成形成管状的母材钢板进行缝焊而成的具有粗晶粒HAZ的壁厚为25 45mm的厚壁焊接钢管，其中， 所述母材钢板具有如下的成分组成 以质量％计含有 C 0. 03% O. 085%、Mn 1. 45% I. 85%、Ti 0. 005 O. 020%、 Nb 0. 005 O. 050%、O 0. 0005 O. 005%, 将以下元素限制在Si 0. 15% 以下、Al 0. 015% 以下、P 0. 02% 以下、S 0. 005% 以下、Mo 0. 20% 以下， 且Mn及Mo的含量满足下述式1，通过下述式2求出的Pcm为O. 16 O. 19，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质； 所述母材钢板的金属组织由铁素体和低温相变组织构成，所述铁素体以面积率计为30 95% ； 在所述粗晶粒HAZ的金属组织中，晶界铁素体的面积率为I. 5%以上，晶界铁素体和晶内铁素体的总面积率为11%以上且90%以下，MA的面积率为10%以下，剩余部分由贝氏体构成，1.2325 ( (O. 85X [Mn] — [Mo] ) ( I. 5215 (式 I)Pcm = [C] + [Si] / 30 +([Mn] + [Cu] + [Cr] ) / 20 + [Ni] / 60 + [Mo] / 15 +[V] / 10 (式 2) 在式 2 中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分别为 C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V的以质量％表示的含量。
2.根据权利要求I所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述母材钢板的金属组织的铁素体的粒径为2 15 μ m。
3.根据权利要求I所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述粗晶粒HAZ的金属组织的贝氏体由板条状贝氏体和块状贝氏体构成，所述板条状贝氏体的面积率为20%以下。
4.根据权利要求I所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述母材钢板以质量％计还含有以下元素中的一种或两种Cu 0. 70% 以下、Ni 0. 70% 以下。
5.根据权利要求I所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述母材钢板以质量％计还含有以下元素中的I种或2种以上Cr 1. 00% 以下、V:0. 10% 以下、Zr 0. 050% 以下、Ta 0. 050% 以下。
6.根据权利要求I所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述母材钢板以质量％计还含有以下元素中的I种或2种以上Mg 0. 0100% 以下、Ca :0. 0050% 以下、REM :0. 0050% 以下。
7.根据权利要求I所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述厚壁焊接钢管的将周向作为拉伸方向时的屈服强度为400 635MPa，一 60°C时的所述粗晶粒HAZ的夏氏吸收能为60J以上。
8.根据权利要求I所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管，其中，所述厚壁焊接钢管的焊缝金属以质量％计含有，C :0. 04% O. 09%、Si 0. 01% O. 35%、 Mn : I. 5% 2. 0%、Al :0.002% O. 030%、Ti :0.003% O. 030%、O :0. 0005% O. 030%, 将以下元素限制在P 0. 02% 以下、S :0. 005% 以下， 进而，以质量％计还含有以下元素中的I种或2种以上Ni :0. 2% I. 0%、Cr + Mo + V :0. 2% I. 0%、B 0. 0001 O. 0050%, 剩余部分包含铁及不可避免的杂质。
9.一种低温韧性优良的厚壁焊接钢管的制造方法，其对下述钢进行铸造，将得到的钢坯加热至950 1150°C，在Ar3以上的结束温度下进行热轧，水冷到600°C以下，将得到的母材钢板成形成管状， 所述钢具有如下的成分组成 以质量％计含有 C :0. 03% O. 085%、Mn :1. 45% I. 85%、Ti :0.005 O. 020%、Nb :0. 005 O. 050%、O:0. 0005 O. 005%, 将以下元素限制在Si 0. 15% 以下、Al 0. 015% 以下、P 0. 02% 以下、S 0. 005% 以下、Mo 0. 20% 以下， 且Mn及Mo的含量满足下述式1，通过下述式2求出的Pcm为O. 16 O. 19，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质； 在使所述母材钢板的端部对接，通过从内表面及外表面的埋弧焊进行缝焊时，以从所述内表面的埋弧焊的线能量J1、从所述外表面的埋弧焊的线能量Jtj和板厚t满足下述式3 及式4的关系的方式进行缝焊，其中，J1及Jtj的单位为kj / cm, t的单位为mm，I.2325 ( (O. 85X [Mn] — [Mo] ) ( I. 5215 (式 I)Pcm = [C] + [Si] / 30 +([Mn] + [Cu] + [Cr] ) / 20 + [Ni] / 60 + [Mo] / 15 +[V] / 10 (式 2) 这里，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分别为 C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V的以质量％表示的含量，—2. 3 彡 J1 — I. 75t 彡 27. 8 (式 3)-9. 6 ^ J0 - 2. 42t ^ 20. 6 (式 4)。
10.根据权利要求10所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管的制造方法，其中，使在900°C以下的压下比为2.0以上进行热轧。
11.根据权利要求10所述的低温韧性优良的厚壁焊接钢管的制造方法，其中，将所述母材钢板成形成管状的工序是将母材钢板按C字状、U字状、O字状的顺序成形的UO工序，并且该制造方法还具备在将母材钢板的端部缝焊后对得到的厚壁焊接钢管进行扩管的工序。
12.—种厚壁焊接钢管用钢板，其是用于制造厚壁焊接钢管的壁厚为25 45mm的钢板，其中， 所述钢板具有如下的成分组成 以质量％计含有 C 0. 03% O. 085%、Mn 1. 45% I. 85%、Ti 0. 005 O. 020%、Nb 0. 005 O. 050%、O0. 0005 O. 005%, 将以下元素限制在Si 0. 15% 以下、Al 0. 015% 以下、P 0. 02% 以下、S 0. 005% 以下、Mo 0. 20% 以下， 且Mn及Mo的含量满足下述式1，通过下述式2求出的Pcm为O. 16 O. 19，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，I. 2325 ≤(O. 85X [Mn] — [Mo] ) ≤ I. 5215 (式 I)Pcm = [C] + [Si] /30+( [Mn] + [Cu] + [Cr] )/20+ [Ni] / 60 + [Mo] / 15 +[V] / 10 (式 2) 在式 2 中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分别为 C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V的以质量％表示的含量。
13.根据权利要求12所述的厚壁焊接钢管用钢板，其中，金属组织的铁素体的粒径为2 15 μ m0
全文摘要
本发明提供一种低温韧性优良的厚壁焊接钢管。本发明的低温韧性优良的厚壁焊接钢管中，Mn及Mo的含量满足下述(式1)，通过下述(式2)求出的Pcm为0.16～0.19，母材钢板的金属组织由铁素体和低温相变组织构成，所述铁素体以面积率计为30～95%，在粗晶粒HAZ的金属组织中，晶界铁素体的面积率为1.5%以上，晶界铁素体和晶内铁素体的总面积率为25%以上且90%以下，MA的面积率为10%以下，剩余部分由贝氏体构成。1.2325≤(0.85×[Mn]－[Mo])≤1.5215(式1)；Pcm＝[C]＋[Si]／30＋([Mn]＋[Cu]＋[Cr])／20＋[Ni]／60＋[Mo]／15＋[V]／10(式2)。
文档编号C22C38/58GK102639741SQ201180004801
公开日2012年8月15日 申请日期2011年9月13日 优先权日2010年9月14日
发明者原卓也, 土井直己, 山下英一, 筱原康浩 申请人:新日本制铁株式会社