專利名稱：高強(qiáng)度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及用于制造鋼管等的抗氫致裂紋性能(抗HIC性能)優(yōu)良的鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
用于輸送含硫化氫的原油和天然氣的管線除了強(qiáng)度、韌性、焊接性能以外，要求抗氫致裂紋性能(抗HIC性能)和抗應(yīng)力腐蝕裂紋性能(抗SCC性能)等所謂的耐酸性能。鋼材的氫致裂紋(HIC)是由于腐蝕反應(yīng)造成氫離子吸附在鋼材表面，成為原子態(tài)的氫侵入到鋼的內(nèi)部，擴(kuò)散、聚積在鋼中的MnS等非金屬夾雜物和硬的第1相組織的周圍，由于其內(nèi)壓生成裂紋的。
為了防止這樣的氫致裂紋，在特開(kāi)昭54-110119號(hào)公報(bào)中公開(kāi)了通過(guò)相對(duì)于S含量添加適量的Ca和Ce，控制生成針狀的MnS，把形態(tài)改變成應(yīng)力集中小的、細(xì)小分散的球狀?yuàn)A雜物，抑制裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展的抗HIC性能優(yōu)良的管線用鋼的制造方法。此外特開(kāi)昭61-60866號(hào)、特開(kāi)昭61-165207號(hào)公報(bào)公開(kāi)了降低偏析傾向嚴(yán)重的元素(C、Mn、P等)含量，利用在板坯加熱階段的均熱處理、冷卻時(shí)的相變過(guò)程中加速冷卻，抑制在中心偏析部位的作為裂紋源的島狀馬氏體生成、成為裂紋擴(kuò)展途徑的馬氏體和貝氏體等硬化組織的生成的，抗HIC性能優(yōu)良的鋼。此外，關(guān)于抗HIC性能優(yōu)良的X80級(jí)高強(qiáng)度鋼板，在特開(kāi)平5-9575號(hào)公報(bào)、特開(kāi)平5-271766號(hào)公報(bào)、特開(kāi)平7-173536號(hào)公報(bào)等公開(kāi)了利用以低S添加Ca，對(duì)夾雜物形態(tài)進(jìn)行控制，作為低C、低Mn控制中心偏析，由此造成的強(qiáng)度降低通過(guò)添加Cr、Mn、Ni等和加速冷卻來(lái)進(jìn)行補(bǔ)償?shù)姆椒ā?br> 可是上述改善抗HIC性能的方法主要以中心偏析部為對(duì)象。另一方面，由于API X65級(jí)以上的高強(qiáng)度鋼板多為利用加速冷卻或直接淬火進(jìn)行制造，所以冷卻速度快的鋼板表面比內(nèi)部硬，從表面附近容易產(chǎn)生氫致裂紋。此外利用加速冷卻得到的這些高強(qiáng)度鋼板的顯微組織，不僅僅是表面，一直到內(nèi)部都是貝氏體或針狀鐵素體的裂紋敏感性比較高的組織，即使實(shí)施針對(duì)中心偏析部位的HIC的對(duì)策的情況下，API X65級(jí)左右的高強(qiáng)度鋼中，不出現(xiàn)以硫化物類或氧化物類夾雜物為起因的HIC是困難的。因此把這些高強(qiáng)度鋼板的抗HIC性能成為問(wèn)題的情況下，針對(duì)以硫化物類和氧化物類夾雜物為起因的HIC的對(duì)策是必要的。
另一方面，作為顯微組織不含裂紋敏感性高的塊狀貝氏體和馬氏體的抗HIC性能優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼在特開(kāi)平7-216500號(hào)公報(bào)中發(fā)表了鐵素體-貝氏體2相組織的API X80級(jí)的抗HIC性能優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼材。此外，在特開(kāi)昭61-227129號(hào)公報(bào)、特開(kāi)平7-70697號(hào)公報(bào)中發(fā)表了使顯微組織為鐵素體單相組織，改善抗SCC(SSCC)性能和抗HIC性能，利用添加大量Mo或Ti得到利用碳化物析出強(qiáng)化的高強(qiáng)度鋼。
可是特開(kāi)平7-216500號(hào)公報(bào)所述的鐵素體-貝氏體2相組織的貝氏體相，雖然沒(méi)有達(dá)到塊狀貝氏體和馬氏體程度，但是裂紋敏感性比較高的組織，由于要使抗HIC性能提高必須要嚴(yán)格限制S和Mn的含量，必須進(jìn)行Ca處理，所以制造成本高。此外特開(kāi)昭61-227129號(hào)公報(bào)、特開(kāi)平7-70697號(hào)公報(bào)中所述的鐵素體相是延展性好的組織，裂紋敏感性非常低，所以與貝氏體組織或針狀鐵素體組織的鋼相比，能大幅度改善抗HIC性能?？墒怯捎趩蜗噼F素體強(qiáng)度低，在特開(kāi)昭61-227129號(hào)公報(bào)中所述的鋼利用添加大量的C和Mo，利用使碳化物大量析出來(lái)提高強(qiáng)度，特開(kāi)平7-70697號(hào)公報(bào)的鋼帶把添加Ti的鋼在特定的溫度下卷取鋼帶，利用TiC的析出強(qiáng)化來(lái)提高強(qiáng)度?？墒菫榱说玫皆谔亻_(kāi)昭61-227129號(hào)公報(bào)中所述的使Mo的碳化物分散的鐵素體組織，必須在淬火回火后進(jìn)行冷加工，然后再次進(jìn)行回火，不僅制造成本升高，由于Mo的碳化物的粒徑大到約0.1μm，強(qiáng)度提高的效果降低，必須提高C和Mo的含量，利用增加碳化物的量來(lái)得到規(guī)定的強(qiáng)度。此外在特開(kāi)平7-70697號(hào)公報(bào)所述的高強(qiáng)度鋼中利用的TiC比Mo的碳化物細(xì)小，是對(duì)析出強(qiáng)化有效的碳化物，但是受析出時(shí)溫度的影響雖然容易成長(zhǎng)，但也沒(méi)有什么防止碳化物成長(zhǎng)的方法。因此析出強(qiáng)化不充分，必須添加大量的Ti。此外添加大量Ti的鋼存在有焊接熱影響區(qū)韌性嚴(yán)重惡化的問(wèn)題。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是不大量添加合金元素、低成本地提供對(duì)于中心偏析部位的HIC和表面附近從夾雜物產(chǎn)生的HIC具有優(yōu)良抗HIC性能的管線用高強(qiáng)度鋼板。
為了達(dá)到上述目的，第1本發(fā)明提供屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板，按質(zhì)量％計(jì)含有C0.02～0.08％，具有實(shí)質(zhì)上為鐵素體相和貝氏體相的2相組織的金屬組織，在上述鐵素體相中析出粒徑在30nm以下的析出物。(第1高強(qiáng)度鋼板)C含量為0.02～0.08％。C是得到貝氏體相所必須的元素，此外也是作為碳化物析出，對(duì)強(qiáng)化鐵素體相有利的元素?？墒撬暮啃∮?.02％的情況下不能確保足夠的強(qiáng)度，超過(guò)0.08％的話使韌性和抗HIC性能惡化。再有為了得到優(yōu)良的焊接部位性能，優(yōu)選對(duì)用下述公式定義的Ceq規(guī)定為屈服強(qiáng)度在448Mpa以上的情況下，Ceq在0.28以下；屈服強(qiáng)度在482Mpa以上的情況下，Ceq在0.32以下；在屈服強(qiáng)度在551Mpa以上的情況下，Ceq在0.36以下。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5在上述的鐵素體相中析出30nm以下的微細(xì)析出物。由于鐵素體相延展性優(yōu)良，所以抗HIC性能優(yōu)良，但是一般由于強(qiáng)度低硬度也低，在鐵素體-貝氏體2相組織的情況下，鐵素體相和貝氏體相的硬度差變大，由于此界面成為產(chǎn)生裂紋的起點(diǎn)和裂紋擴(kuò)展的途徑，所以抗HIC性能惡化。在上述高強(qiáng)度鋼板中使鐵素體相和貝氏體相的硬度差在一定值以下，可以改善抗HIC性能，可以用提高鐵素體相的硬度來(lái)減小硬度差。也就是利用使析出物細(xì)小彌散來(lái)強(qiáng)化鐵素體相，可以減小與貝氏體相的硬度差?？墒俏龀鑫锏牧匠^(guò)30nm的話，因彌散析出造成的鐵素體相的強(qiáng)化不充分，不能減小與貝氏體相的硬度差，所以要使析出物的粒徑在30nm以下。此外利用添加少量合金元素可以有效地強(qiáng)化鐵素體相，而且為了兼顧得到優(yōu)良的抗HIC性能，優(yōu)選使析出物的尺寸在10nm以下。
上述貝氏體相和上述鐵素體相的硬度差優(yōu)選在威氏硬度70以下。鐵素體相和貝氏體相的硬度差在HV70以下的話，由于鐵素體相和貝氏體相的界面不能成為氫原子聚積的地方和裂紋的擴(kuò)展途徑，所以抗HIC性能不降低。更加優(yōu)選硬度差在HV50以下。最好硬度差在HV35以下。
優(yōu)選上述貝氏體相具有320以下的威氏硬度(HV)。貝氏體相是為了得到高強(qiáng)度的有效的金屬組織，但是它的硬度超過(guò)HV320的話，在貝氏體相內(nèi)容易形成板條狀馬氏體(MA)，不僅成為HIC的裂紋源，裂紋容易在鐵素體相和貝氏體相的界面的擴(kuò)展，所以抗HIC性能惡化。可是貝氏體相的硬度在HV320以下的話，由于不形成MA，所以優(yōu)選貝氏體相的硬度上限定為HV320。更優(yōu)選貝氏體相具有300以下的威氏硬度(HV)。最好為280以下。
優(yōu)選上述貝氏體相具有的面積比率為10-80％。貝氏體相與鐵素體相復(fù)合，是要確?？笻IC性能的同時(shí)得到高強(qiáng)度所必須的，在鋼材的制造過(guò)程中利用熱軋后的快速冷卻等的一般工序，可以很容易地得到。貝氏體相的面積比率小于10％的情況下，其效果不充分。另一方面貝氏體相的面積比率高的話，抗HIC性能惡化，所以優(yōu)選貝氏體相的面積比率在80％以下。更優(yōu)選為20～60％。
第2本發(fā)明提供屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板，具有實(shí)質(zhì)上為鐵素體相和貝氏體相的2相組織的金屬組織，在上述鐵素體相中析出有含Ti和Mo的粒徑在10nm以下的復(fù)合碳化物的析出物。按質(zhì)量％計(jì)，含有C0.02～0.08％、Si0.01～0.5％、Mn0.5～1.8％、P0.01％以下、S0.002％以下、Mo0.05～0.5％、Ti0.005～0.04％、Al0.07％以下，其余為Fe構(gòu)成。用原子％計(jì)的C含量與Mo、Ti的合計(jì)含量的比C/(Mo+Ti)為0.5～3。(第2-1高強(qiáng)度鋼板)在上述鋼板中，復(fù)合添加Mo和Ti，通過(guò)在鋼中細(xì)小析出以Mo和Ti為主的復(fù)合碳化物，MoC和/或TiC的析出強(qiáng)化的情況相比能得到更大的提高強(qiáng)度的效果。此大的提高強(qiáng)度的效果是由于能得到粒徑在10nm以下的細(xì)小析出物。
C含量和Mo、Ti的合計(jì)含量之比C/(Mo+Ti)為0.5～3。C/(Mo+Ti)的值小于0.5或超過(guò)3的情況下，某個(gè)元素含量過(guò)剩，導(dǎo)致形成硬化組織造成的抗HIC性能的惡化和韌性的惡化。以原子％計(jì)的C含量和Mo、Ti的合計(jì)含量之比C/(Mo+Ti)為0.7～2的話，可以得到粒徑5nm以下更細(xì)小的析出物而更理想。
上述貝氏體相和上述鐵素體相的硬度差優(yōu)選在威氏硬度70以下。優(yōu)選上述貝氏體相具有320以下威氏硬度。此外優(yōu)選上述貝氏體相具有10-80的面積比率。
也可以用W置換上述第2-1的高強(qiáng)度鋼板中的Mo的一部分或全部。這種情況下以質(zhì)量％計(jì)Mo+W/2為0.05～0.5％、以原子％計(jì)C含量和Mo、W、Ti的合計(jì)含量之比C/(Mo+W+Ti)為0.5～3。鐵素體相中析出含Ti、Mo和W，或Ti和W的粒徑在10nm以下的復(fù)合碳化物。(第2-2高強(qiáng)度鋼板)
上述第2-2的高強(qiáng)度鋼板，也可以以質(zhì)量％計(jì)再含有Nb0.005～0.05％和/或V0.005～0.1％。以原子％計(jì)C含量和Mo、Ti、Nb、V的合計(jì)含量之比C/(Mo+Ti+Nb+V)為0.5～3。鐵素體相中析出含Ti、Mo、Nb和/或V的粒徑在10nm以下的復(fù)合碳化物。(第2-3高強(qiáng)度鋼板)Ti含量?jī)?yōu)選0.005～小于0.02％。C/(Mo+Ti+Nb+V)優(yōu)選為0.7～2。
在第2-3的高強(qiáng)度鋼板中，也可以用W置換Mo的一部分或全部。這種情況下，以質(zhì)量％計(jì)Mo+W/2為0.05～0.5％，以原子％計(jì)C含量和Mo、W、Ti、Nb、V的合計(jì)含量之比C/(Mo+W+Ti+Nb+V)為0.5～3。鐵素體相中析出含Ti、Mo、W、Nb和/或V，或Ti、W、Nb和/或V的粒徑在10nm以下的復(fù)合碳化物。(第2-4高強(qiáng)度鋼板)第2-1至第2-4的高強(qiáng)度鋼板，也可以再含有從以質(zhì)量％計(jì)的Cu0.5％以下、Ni0.5％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0005～0.005％中選擇的至少一種。
第3本發(fā)明提供屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板，具有實(shí)質(zhì)上為鐵素體相和貝氏體相的2相組織的金屬組織，在上述鐵素體相中析出含有從Ti、Nb、V中選擇的2種以上的、粒徑在30nm以下的復(fù)合碳化物。上述鋼板，按質(zhì)量％計(jì)含有C0.02～0.08％、Si0.01～0.5％、Mn0.5～1.8％、P0.01％以下、S0.002％以下、Al0.07％以下，含有從Ti0.005～0.04％、Nb0.005～0.05％、V0.005～0.1％中選擇的至少一種、其余為Fe構(gòu)成，以原子％計(jì)的C含量和Ti、Nb、V的合計(jì)含量之比C/(Ti+Nb+V)為0.5～3。(第3高強(qiáng)度鋼板)以原子％計(jì)的C含量和Ti、Nb、V的合計(jì)含量之比C/(Ti+Nb+V)優(yōu)選為0.7～2.0。
優(yōu)選上述貝氏體相和上述鐵素體相的硬度差在威氏硬度70以下。優(yōu)選上述貝氏體相具有320以下威氏硬度。此外優(yōu)選上述貝氏體相具有10-80的面積比率。
第3高強(qiáng)度鋼板，也可以再含有從以質(zhì)量％計(jì)的Cu0.5％以下、Ni0.5％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0005～0.005％中選擇的至少一種。
此外，本發(fā)明提供具有熱軋工序、進(jìn)行快速冷卻的工序和再加熱工序的屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板的制造方法。
熱軋工序，是把鋼坯在加熱溫度為1000～1300℃、終軋溫度在750℃以上的條件下進(jìn)行熱軋。上述加熱溫度優(yōu)選1050～1250℃。
進(jìn)行快速冷卻的工序，是把熱軋后的鋼以5℃/s以上的冷卻速度快速冷卻到300～600℃。終冷溫度優(yōu)選400～600℃。
進(jìn)行再加熱的工序，是在冷卻后直接以0.5℃/s以上的升溫速度再加熱到550～700℃。優(yōu)選上述再加熱比冷卻后的溫度升高50℃以上。上述進(jìn)行再加熱的工序，優(yōu)選用與軋制設(shè)備和冷卻設(shè)備設(shè)置在同一作業(yè)線上的感應(yīng)加熱裝置進(jìn)行。
上述鋼坯只要具有從第2-1到第2-4的高強(qiáng)度鋼板和第3高強(qiáng)度鋼板的成分組成就可以。
再有本發(fā)明提供具有熱軋工序、進(jìn)行快速冷卻的工序和進(jìn)行再加熱的工序的屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板的制造方法。
熱軋工序，是把鋼坯在加熱溫度為1050～1250℃、終軋溫度在750℃以上的條件下進(jìn)行熱軋。
進(jìn)行快速冷卻的工序，是把熱軋后的鋼以5℃/s以上的冷卻速度快速冷卻到300～600℃，形成未相變的奧氏體和貝氏體的2相組織。
進(jìn)行再加熱的工序，是在冷卻后直接以0.5℃/s以上的升溫速度加熱到550～700℃，進(jìn)行50℃以上的再加熱，形成析出物分散析出的鐵素體相和貝氏體的2相組織。
上述鋼坯只要具有從第2-1到第2-4的高強(qiáng)度鋼板和第3高強(qiáng)度鋼板的成分組成就可以。


圖1為簡(jiǎn)要表示本發(fā)明制造方法熱履歷的圖。
圖2為表示本發(fā)明的Ti含量和夏氏斷面轉(zhuǎn)變溫度關(guān)系的圖。
圖3為表示用于實(shí)施本發(fā)明制造方法的生產(chǎn)線一例的簡(jiǎn)圖。
圖4為表示本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的顯微組織一例的圖。
具體實(shí)施例方式
實(shí)施方式1本發(fā)明人為了兼顧提高抗HIC性能和高強(qiáng)度，研究了對(duì)鋼材顯微組織的影響。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)使金屬組織成為鐵素體-貝氏體的2相組織是最有效的。為了提高抗HIC性能，組織成為以鐵素體為基體的組織是有效的，但是為了調(diào)整強(qiáng)度，利用貝氏體組織是有效的。一般采用的高強(qiáng)度鋼材的鐵素體-貝氏體2相組織是軟的鐵素體相和硬的貝氏體相的混合組織，具有這樣混合組織的鋼材氫容易聚積在鐵素體相和貝氏體相的界面，由于上述界面成為裂紋擴(kuò)展的途徑，抗HIC性能惡化?？墒潜景l(fā)明人發(fā)現(xiàn)通過(guò)調(diào)整鐵素體相和貝氏體相的強(qiáng)度，把它們的硬度差控制在一定范圍以內(nèi)，可以兼顧高強(qiáng)度和優(yōu)良的抗HIC性能，完成實(shí)施方式1。此外認(rèn)識(shí)到為了抑制從貝氏體相產(chǎn)生裂紋，把貝氏體相的硬度控制在一定值以下是有效的，此外為了保持鐵素體相優(yōu)良的抗HIC性能的同時(shí)提高它的強(qiáng)度，利用細(xì)小析出物造成的析出強(qiáng)化是非常有效的。
下面對(duì)實(shí)施方式1的具有優(yōu)良抗HIC性能的高強(qiáng)度鋼材進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。首先對(duì)實(shí)施方式1的鋼材組織進(jìn)行說(shuō)明。
實(shí)施方式1的鋼材的金屬組織實(shí)質(zhì)上是鐵素體相和貝氏體相的2相組織，認(rèn)為是鐵素體-貝氏體組織。由于鐵素體相延展性好，裂紋敏感性非常低，可以實(shí)現(xiàn)高抗HIC性能。此外，貝氏體相具有優(yōu)良的強(qiáng)韌性，利用使鋼材的組織成為鐵素體-貝氏體組織，可以兼顧抗HIC性能和高強(qiáng)度。此外除了鐵素體-貝氏體組織以外，馬氏體和珠光體等不同的組織混合1種或2種以上的情況下，由于在不同相的界面的氫的聚積和應(yīng)力集中，容易產(chǎn)生HIC，所以鐵素體和貝氏體以外的組織比率越少越好。可是在鐵素體相和貝氏體相以外的組織體積比率低的情況下可以忽略，所以也可以含有總體積比率在5％以下的其他金屬組織，也就是也可以含有總體積比率在5％以下的1種或2種以上的馬氏體、珠光體、滲碳體。
實(shí)施方式1中鐵素體相和貝氏體相比率，優(yōu)選使貝氏體相的面積比率為10～80％。貝氏體相和鐵素體相的復(fù)合對(duì)于確保抗HIC性能的同時(shí)得到高的強(qiáng)度是必要的，在鋼材的制造過(guò)程中利用熱軋后的快速冷卻等一般的工序可以容易地得到。貝氏體相的面積比率小于10％的情況下它的效果不充分。另一方面貝氏體相的面積比率高的話，由于抗HIC性能惡化，所以優(yōu)選貝氏體相的面積比率在80％以下。更優(yōu)選在20～60％。
在實(shí)施方式1的鋼材中，優(yōu)選在鐵素體相中彌散析出30nm以下的細(xì)小的析出物。由于鐵素體相的延展性優(yōu)良，所以抗HIC性能優(yōu)良，但是一般由于強(qiáng)度低硬度也低，在鐵素體-貝氏體2相組織的情況下，鐵素體相和貝氏體相的硬度差大，由于它們的界面成為裂紋源和裂紋擴(kuò)展的途徑，所以抗HIC性能惡化。在實(shí)施方式1中，利用使鐵素體相和貝氏體相的硬度差在一定值以下，改善抗HIC性能，通過(guò)提高鐵素體相硬度可以減小硬度差。也就是利用析出物的彌散析出強(qiáng)化鐵素體，可以減小與貝氏體相的硬度差?？墒俏龀鑫锏牧匠^(guò)30nm的話，因彌散析出得到的強(qiáng)化鐵素體相不充分，由于不能使與貝氏體相的硬度差在HV70以下，所以要使析出物的粒徑在30nm以下。此外利用添加少量的合金元素可以有效強(qiáng)化鐵素體，而且為了兼顧優(yōu)良的抗HIC性能，優(yōu)選析出物尺寸在10nm。由于上述復(fù)合碳化物非常細(xì)小，對(duì)抗HIC性能沒(méi)有任何影響。
在鐵素體相中彌散析出的析出物只要不惡化抗HIC性能，可以強(qiáng)化鐵素體相，什么析出物都可以，含Mo、Ti、Nb、V等中的一種或兩種以上的碳化物、氮化物或碳氮化物，用一般的鋼材制造方法都可以容易地在鐵素體相中細(xì)小析出，所以優(yōu)選使用這些。為了使細(xì)小析出物在鐵素體中彌散析出，可以采用從過(guò)冷奧氏體向鐵素體相變而在相變界面析出的方法等。
此外，由于鋼材的強(qiáng)度與析出物的種類、尺寸、個(gè)數(shù)有關(guān)，可以利用添加元素和它的含量來(lái)調(diào)整強(qiáng)度。需要高強(qiáng)度的情況下，提高M(jìn)o、Ti、Nb、V等形成碳化物的元素含量，可以增加析出物的個(gè)數(shù)。為了制造屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板，優(yōu)選析出2×103個(gè)/μm3以上。
作為析出的形態(tài)隨機(jī)或點(diǎn)列狀都可以，沒(méi)有特別的限定。
采用含Mo和Ti的復(fù)合碳化物作為鐵素體相中細(xì)小彌散的析出物，可以得到非常高的強(qiáng)度。Mo和Ti是在鋼中形成碳化物的元素，一直采用以MoC、TiC析出使鋼強(qiáng)化，但是復(fù)合添加Mo和Ti，使含有以Mo和Ti為基礎(chǔ)的復(fù)合碳化物在鋼中細(xì)小彌散析出，與MoC和TiC的析出強(qiáng)化的情況相比，可以得到更大的提高強(qiáng)度的效果。
從來(lái)沒(méi)有過(guò)的大的提高強(qiáng)度效果，是由于含以Mo和Ti為基礎(chǔ)的復(fù)合碳化物穩(wěn)定而且成長(zhǎng)速度慢，所以得到粒徑小于10nm的非常細(xì)小的析出物所致。
此外，在焊接部位的韌性成為問(wèn)題的情況下，用其他元素(Nb、V等)置換部分Ti，可以在不損失高強(qiáng)度化效果的情況下使焊接部位的韌性提高。
實(shí)施方式1的鋼材的金屬組織中鐵素體相和貝氏體相的硬度差優(yōu)選在威氏硬度(HV)70以下。如上所述鐵素體相和貝氏體相的不同相的界面成為造成HIC原因的氫原子聚積的部位，而且成為裂紋擴(kuò)展的途徑，抗HIC性能降低，但是鐵素體相和貝氏體相的硬度差在HV70以下的話，由于它們的界面不能成為氫原子聚積的部位和裂紋擴(kuò)展的途徑，所以抗HIC性能不降低。優(yōu)選在HV50以下，最好在HV35以下。硬度作為用威氏硬度計(jì)測(cè)定的值，在各自的相內(nèi)為了得到最合適大小的壓痕，可以選擇任何大小的負(fù)荷，優(yōu)選在鐵素體相和貝氏體相中用相同大小的負(fù)荷，例如可以使用測(cè)定負(fù)荷為50g的威氏硬度計(jì)測(cè)定。此外考慮顯微組織的局部成分或微細(xì)結(jié)構(gòu)的差異等造成硬度的偏差，或測(cè)定偏差造成的波動(dòng)，對(duì)各相至少在30個(gè)以上的不同位置進(jìn)行硬度測(cè)定，作為鐵素體相和貝氏體相的硬度，優(yōu)選分別使用各相的平均硬度。使用平均硬度情況下的硬度差，使用鐵素體相硬度的平均值和貝氏體相硬度的平均值的絕對(duì)值。
此外，在實(shí)施方式1的鋼材中，優(yōu)選使貝氏體相的硬度在HV320以下。貝氏體相是用于得到高強(qiáng)度的有效的金屬組織，但是它的硬度超過(guò)HV320的話，在貝氏體相內(nèi)容易形成板條狀馬氏體(MA)，不僅會(huì)成為HIC的裂紋源，由于在鐵素體相和貝氏體相界面的裂紋容易擴(kuò)展，所以抗HIC性能惡化。可是貝氏體相的硬度在HV320以下的話，不能形成MA，所以優(yōu)選貝氏體相硬度的上限定為HV320。貝氏體組織可以通過(guò)使奧氏體快冷得到，使終冷溫度在一定溫度以上，可以抑制馬氏體等的硬的組織生成，此外利用冷卻后的再加熱使其軟化的方法等來(lái)制造，可以使貝氏體相的硬度在HV320以下。更優(yōu)選貝氏體相硬度在HV300以下，最好在HV280以下。
下面對(duì)實(shí)施方式1的鋼材化學(xué)成分進(jìn)行說(shuō)明。在以下的說(shuō)明中，用％表示的單位全部為質(zhì)量％。
使C為0.02～0.08％。C是用于得到貝氏體相所必須的元素，此外作為碳化物析出，是對(duì)強(qiáng)化鐵素體相有利的元素?？墒瞧浜啃∮?.02％的情況下不能充分確保強(qiáng)度，超過(guò)0.08％的話韌性和抗HIC性能惡化，所以規(guī)定C含量為0.02～0.08％。
實(shí)施方式1的鋼材是利用規(guī)定金屬組織和它的硬度差，兼顧抗HIC性能和高強(qiáng)度的鋼材，為了達(dá)到此目的，也可以含有除C以外的某些合金元素。為了得到在優(yōu)良的抗HIC性能和高強(qiáng)度的基礎(chǔ)上，在韌性或焊接性能方面也優(yōu)良的鋼材，也可以除加C以外含有1種或2種以上下述成分范圍的合金元素。
優(yōu)選Si為0.01～0.5％。Si是為了脫氧添加的，但是小于0.01％的情況下脫氧效果不充分，超過(guò)0.5％的話韌性和焊接性能惡化，在添加的情況下優(yōu)選Si含量規(guī)定在0.01～0.5％。
優(yōu)選Mn為0.1～2％。Mn是為了強(qiáng)度和韌性添加的，但是小于0.1％的情況下它的效果不充分，超過(guò)2％的話焊接性能和抗HIC性能惡化，所以在添加的情況下優(yōu)選Mn含量在0.1～2％。
優(yōu)選P在0.02％以下。P使韌性和焊接性能、或抗HIC性能惡化，是不可避免的夾雜物，所以優(yōu)選P含量的上限規(guī)定為0.02％。
優(yōu)選S在0.005％以下。S一般在鋼中成MnS夾雜物，使抗HIC性能惡化，越少越好?？墒窃?.005％以下的話沒(méi)有問(wèn)題，所以優(yōu)選S含量的上限規(guī)定為0.005％。
優(yōu)選Mo為1％以下。Mo是促進(jìn)貝氏體相變的有效元素，再有通過(guò)在鐵素體中形成碳化物使鐵素體相硬化，是減小鐵素體相和貝氏體相的硬度差非常有效的元素?？墒翘砑恿砍^(guò)0.1％的話，形成馬氏體等硬化相，抗HIC性能惡化，所以在添加的情況下優(yōu)選規(guī)定Mo含量在1％以下。
優(yōu)選Nb在0.1％以下。Nb利用使組織的晶粒細(xì)化提高韌性，同時(shí)在鐵素體中形成碳化物使鐵素體相硬化，也是減小鐵素體相和貝氏體相的硬度差的有效元素。可是添加量超過(guò)0.1％的話，焊接熱影響區(qū)的韌性惡化，所以在添加的情況下優(yōu)選規(guī)定Nb含量在0.1％以下。
優(yōu)選V為0.2％以下。V和Nb一樣對(duì)提高強(qiáng)度、韌性有利。可是超過(guò)0.2％的話焊接熱影響區(qū)的韌性惡化，所以在添加的情況下優(yōu)選規(guī)定V含量在0.2％以下。
優(yōu)選Ti在0.1％以下。Ti也和Nb一樣對(duì)提高強(qiáng)度、韌性有利。可是超過(guò)0.1％的話不僅焊接熱影響區(qū)的韌性惡化，而且成為熱軋時(shí)產(chǎn)生表面庇點(diǎn)的原因，所以在添加的情況下優(yōu)選規(guī)定Ti含量在0.1％以下。
優(yōu)選Al在0.1％以下。Al是作為脫氧劑添加的，但是超過(guò)0.1％的話鋼的潔凈度降低，抗HIC性能惡化，所以在添加的情況下優(yōu)選規(guī)定Al含量在0.1％以下。
優(yōu)選Ca在0.005％以下。Ca是通過(guò)控制硫化物夾雜物的形態(tài)，對(duì)提高抗HIC性能有效的元素，但是即使添加超過(guò)0.005％，因效果飽和，相反鋼的潔凈度降低使抗HIC性能惡化，所以在添加的情況下優(yōu)選規(guī)定Ca含量在0.005％以下。
除了上述元素以外，為了提高鋼的強(qiáng)度、韌性，也可以含有Cu0.05％以下、Ni0.05％以下、Cr0.5％以下等添加元素。
另外，從焊接性能的觀點(diǎn)對(duì)應(yīng)于強(qiáng)度水平，優(yōu)選規(guī)定用下式定義的Ceq的上限。在屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的情況下，使Ceq在0.28以下；在屈服強(qiáng)度為482Mpa以上的情況下，使Ceq在0.32以下；在屈服強(qiáng)度為551Mpa以上的情況下，使Ceq在0.36以下；這樣可以確保良好的焊接性能。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5對(duì)于實(shí)施方式1的鋼材，板厚在10～30mm范圍，Ceq與板厚無(wú)關(guān)，在30mm以下可以用相同的Ceq進(jìn)行設(shè)計(jì)。
要使用Nb、V置換一部分Ti的含Mo、Ti、Nb和/或V的復(fù)合碳化物析出，例如可以使用以質(zhì)量％計(jì)含有C0.02～0.08％、Si0.01～0.5％、Mn0.5～1.8％、P0.01％以下、S0.002％以下、Mo0.05～0.5％、Ti0.005～0.04、Al0.07％以下，含有Nb0.005～0.05％和/或V0.005～0.1％、其余為Fe構(gòu)成，以原子％計(jì)的C含量和Mo、Ti、Nb、V的合計(jì)含量之比C/(Mo+Ti+Nb+V)為0.5～3的鋼材。此鋼材也可以再含有從Cu0.5％以下、Ni0.5％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0005～0.005％中選擇一種或兩種以上。
例如用具有上述成分組成的鋼，采用一般的軋制工藝，在熱軋后用快速冷卻裝置以2℃/S以上的冷卻速度冷卻到400～600℃，再用感應(yīng)加熱裝置等再加熱到550～700℃的溫度，然后空冷，可以制造鐵素體相和貝氏體相的2相組織、在鐵素體相內(nèi)彌散析出有細(xì)小的析出物的鋼。此外，在熱軋后快冷到550～700℃，在此溫度下保溫10分鐘以內(nèi)，然后快冷到350℃以上溫度，隨后空冷，也可以制造鐵素體相和貝氏體相的2相組織、在鐵素體相內(nèi)彌散析出有細(xì)小的析出物的鋼。
實(shí)施方式1的鋼材用壓力彎曲成形、輥成形、UOE成形等制成鋼管，可以用于輸送原油和天然氣的鋼管(電焊鋼管、螺旋鋼管、UOE鋼管)等。
實(shí)施例使用表1所示化學(xué)成分的試驗(yàn)用鋼(鋼種A～G)，用表2所示條件制造了厚19mm的鋼板(鋼板No.1～11)。
表1

※下劃線表示在本發(fā)明范圍以外表2

※下劃線表示在本發(fā)明范圍以外 顯微組織F+B鐵素體-貝氏體2相 B貝氏體相、M馬氏體相鋼板No.1～6為實(shí)施方式1的示例，熱軋后利用快速冷卻裝置冷卻到規(guī)定溫度，再利用感應(yīng)加熱裝置進(jìn)行再加熱或保溫來(lái)制造鋼板。但是No.5的鋼板在冷卻后的加熱處理中使用了燃?xì)鉅t。此外，鋼板No.7～11為比較例，熱軋后進(jìn)行快速冷卻，一部分再進(jìn)行回火來(lái)制造。
用光學(xué)顯微鏡、透射式電子顯微鏡(TEM)觀察了制造的鋼板的顯微組織。此外，測(cè)定了貝氏體相的面積比率。用測(cè)定負(fù)荷50g的威氏硬度計(jì)測(cè)定了鐵素體相和貝氏體相的硬度，采用各相30個(gè)點(diǎn)的測(cè)定結(jié)果的平均值，求出鐵素體相和貝氏體相的硬度差。鐵素體相中析出物的成分用能量分散型X射線分光法(EDX)進(jìn)行了分析。測(cè)定了各鋼板中析出物的平均粒徑。測(cè)定了各鋼板的拉伸特性、抗HIC特性。測(cè)定結(jié)果一并在表2中表示。拉伸特性把垂直軋制方向的全部厚度的試樣作為拉伸試樣，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)定了屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度?？笻IC特性以NACE Standard TM-02-84為標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行了浸漬時(shí)間96小時(shí)的HIC試驗(yàn)，測(cè)定了裂紋長(zhǎng)度率(CLR)。
在表2中，No.1～6的鋼板實(shí)質(zhì)上都是鐵素體-貝氏體的2相組織，鐵素體相和貝氏體相的硬度差為威氏硬度70以下，具有屈服強(qiáng)度在480Mpa以上、拉伸強(qiáng)度在560Mpa以上的API X65級(jí)以上的高強(qiáng)度，而且抗HIC性能優(yōu)良。No.1～4中含Mo、Ti、Nb、V或Mo、Ti、Nb的粒徑小于30nm的細(xì)小碳化物在鐵素體相中彌散析出。此外，貝氏體相的硬度都在HV300以下。
No.7、10的鋼板，顯微組織是鐵素體-貝氏體2相組織，但是貝氏體相的硬度超過(guò)HV320，與鐵素體相的硬度差也超過(guò)70，在HIC試驗(yàn)中產(chǎn)生裂紋。No.8、9的鋼板是貝氏體單相組織，但是在HIC試驗(yàn)中產(chǎn)生了裂紋。No.11的鋼板C含量比實(shí)施方式1的范圍高，由于顯微組織變成馬氏體，在HIC試驗(yàn)中產(chǎn)生裂紋。
用No.1、3、7的鋼板，通過(guò)UOE工藝制造了外徑762mm和660mm
的No.12～15的鋼管，進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)和HIC試驗(yàn)，測(cè)定了屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度、抗HIC特性(裂紋長(zhǎng)度率CLR)。其結(jié)果示于表3。
表3

用實(shí)施方式1的鋼板制造的No.12～14的鋼管，具有高的強(qiáng)度，同時(shí)抗HIC特性也優(yōu)良。另一方面，用比較例的No.7鋼板制造的No.15的鋼管，在HIC試驗(yàn)中產(chǎn)生了裂紋。再有對(duì)這些鋼管制成厚的顯微組織進(jìn)行觀察和測(cè)定了硬度，確認(rèn)了具有與制管前的表2的鋼板相同的組織以及相當(dāng)程度的硬度。
實(shí)施方式2本發(fā)明人為了兼顧提高抗HIC特性和高強(qiáng)度，對(duì)鋼材顯微組織和鋼板的制造方法進(jìn)行了認(rèn)真的研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)為了同時(shí)滿足高強(qiáng)度和抗HIC特性，使顯微組織成為鐵素體組織和貝氏體組織的強(qiáng)度差小的、鐵素體+貝氏體2相組織是最有效的，通過(guò)進(jìn)行熱軋后的快速冷卻和其后的再加熱的制造工藝，利用含Ti、Mo等的細(xì)小析出物使軟質(zhì)相的鐵素體相強(qiáng)化，以及硬質(zhì)相的貝氏體相的軟化，可以得到強(qiáng)度差小的鐵素體+貝氏體2相組織。具體來(lái)說(shuō)，利用熱軋后的快速冷卻成為未相變的奧氏體和貝氏體的2相組織，利用其后的再加熱可以得到細(xì)小析出物彌散析出的鐵素體相和回火的貝氏體相的所希望的組織。相對(duì)于C適量添加Mo、Ti，可以最大限度利用碳化物造成的析出強(qiáng)化。此外認(rèn)識(shí)到復(fù)合添加Nb和/或V的話，利用含Ti、Mo、Nb和/或V的析出物彌散析出，可以達(dá)到使鐵素體相高強(qiáng)度化，利用相對(duì)于C適量添加Mo、Ti、Nb、V，可以最大限度利用碳化物造成的析出強(qiáng)化。
本發(fā)明是關(guān)于具有含Ti、Mo等的析出物彌散析出的鐵素體相和貝氏體相的2相組織、具有優(yōu)良抗HIC性能的管線用高強(qiáng)度鋼板和它的制造方法的發(fā)明，這樣制造的鋼板由于不像現(xiàn)有快速冷卻等得到的貝氏體或針狀鐵素體組織的鋼板那樣表層的硬度升高，所以HIC不從表層產(chǎn)生。再有強(qiáng)度差小的鐵素體相和貝氏體相的2相組織對(duì)裂紋的阻力非常大，所以也可以抑制從鋼板的中心部位或夾雜物產(chǎn)生的HIC。
對(duì)實(shí)施方式2的管線用高強(qiáng)度鋼板的組織進(jìn)行說(shuō)明。
實(shí)施方式2的鋼板的金屬組織實(shí)質(zhì)上為鐵素體+貝氏體的2相組織。
由于鐵素體相富于延展性，裂紋敏感性低，所以可以實(shí)現(xiàn)高的抗HIC特性。此外貝氏體相具有優(yōu)良的強(qiáng)韌性。鐵素體相和貝氏體相的2相組織，一般是軟的鐵素體相和硬的貝氏體相的混合組織，具有這樣組織的鋼材氫容易聚積在鐵素體相和貝氏體相的界面，上述界面成為裂紋擴(kuò)展的途徑，所以抗HIC特性惡化?？墒窃趯?shí)施方式2中，調(diào)整鐵素體相和貝氏體相的強(qiáng)度，使兩者的強(qiáng)度差減小，可以同時(shí)滿足抗HIC特性和高強(qiáng)度。在鐵素體+貝氏體的2相組織中，在混合有1種或2種以上的馬氏體和珠光體等不同金屬組織的情況下，由于氫在不同相的界面聚積和應(yīng)力集中容易產(chǎn)生HIC，所以鐵素體相和貝氏體相以外的組織比率越少越好?？墒窃阼F素體相和貝氏體相以外的組織體積比率低的情況下可以忽略，所以也可以含有總體積比率在5％以下的其他金屬組織，也就是說(shuō)也可以含有總體積比率在5％以下的1種或2種以上的馬氏體、珠光體等。此外貝氏體比率從確保母材的韌性的觀點(diǎn)優(yōu)選在10％以上，從抗HIC性能的觀點(diǎn)優(yōu)選在80％以下。更優(yōu)選在20～60％。
下面對(duì)實(shí)施方式2中在鐵素體相內(nèi)彌散析出的析出物進(jìn)行說(shuō)明。
在實(shí)施方式2的鋼板中，利用在鐵素體相中彌散析出以含Mo和Ti為主的析出物來(lái)強(qiáng)化鐵素體相，減小鐵素體-貝氏體之間的強(qiáng)度差，所以可以得到優(yōu)良的抗HIC特性。由于此析出物非常細(xì)小，對(duì)抗HIC特性沒(méi)有任何影響。Mo和Ti是在鋼中形成碳化物的元素，至今一直用MoC、TiC的析出使鋼強(qiáng)化，而在實(shí)施方式2中Mo和Ti復(fù)合添加，利用以含Mo和Ti為主的復(fù)合碳化物在鋼中細(xì)小析出，與MoC和/或TiC的析出強(qiáng)化相比，其特征是能得到更大的提高強(qiáng)度的效果。從來(lái)沒(méi)有過(guò)的大的提高高度效果是由于含以Mo和Ti為基礎(chǔ)的復(fù)合碳化物穩(wěn)定而且成長(zhǎng)速度慢，所以得到粒徑小于10nm的非常細(xì)小的析出物所致。
以含Mo和Ti為主的復(fù)合碳化物，在僅僅由Mo、Ti、C構(gòu)成的情況下，是按Mo和Ti的合計(jì)含量與C含量以原子比1∶1左右化合的，對(duì)提高強(qiáng)度非常有效。在實(shí)施方式2中，利用復(fù)合添加Nb和/或V，析出物成為含Mo、Ti、Nb和/或V的復(fù)合碳化物，發(fā)現(xiàn)可以得到同樣的析出強(qiáng)化。
在存在熱影響區(qū)韌性問(wèn)題的情況下，用Nb和/或V置換一部分Ti，可以在不損失高強(qiáng)度化效果的情況下，使焊接熱影響區(qū)韌性提高。
為了得到屈服強(qiáng)度448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板，優(yōu)選這些10nm以下的析出物個(gè)數(shù)在2×103個(gè)/μm3以上。此外，在含有Mo和Ti為主的復(fù)合碳化物以外的析出物的情況下，要不損失用Mo和Ti的復(fù)合碳化物得到的高強(qiáng)度化的效果、使抗HIC特性不惡化，優(yōu)選10nm以下的析出物個(gè)數(shù)為除了TiN以外的全部析出物個(gè)數(shù)的95％以上。
在實(shí)施方式2中在鋼板內(nèi)彌散析出的析出物的以Mo和Ti為主的復(fù)合碳化物，可以通過(guò)對(duì)下述成分的鋼，利用實(shí)施方式2的制造方法制造鋼板，在鐵素體相中彌散而得到。
在實(shí)施方式2中，與實(shí)施方式1相同，優(yōu)選上述貝氏體相和鐵素體相的硬度差在威氏硬度70以下。鐵素體相和貝氏體相的硬度差在HV70以下的話，鐵素體相和貝氏體相的界面不會(huì)成為氫原子聚積的部位和裂紋擴(kuò)展的途徑，所以抗HIC性能不降低。更優(yōu)選硬度差在HV50以下，最好在HV35以下。
在實(shí)施方式2中，優(yōu)選上述貝氏體相具有320以下的威氏硬度(HV)。貝氏體相是用于得到高強(qiáng)度的有效的金屬組織，其硬度超過(guò)HV320的話，在貝氏體相內(nèi)部容易生成板條狀馬氏體組織(MA)，這不僅會(huì)成為HIC裂紋源，裂紋也容易在鐵素體相和貝氏體相的界面擴(kuò)展，所以抗HIC性能惡化?？墒侨绻愂象w相的硬度在HV320以下的話，不會(huì)形成MA，所以優(yōu)選把貝氏體相的硬度上限定為HV320。更優(yōu)選貝氏體相具有320以下的威氏硬度(HV)，最好在280以下。
下面對(duì)實(shí)施方式2用的管線用高強(qiáng)度鋼板的化學(xué)成分進(jìn)行說(shuō)明。在以下說(shuō)明中沒(méi)有特殊描述的情況下，用％表示的單位都是質(zhì)量％。
C定為0.02～0.08％。C是作為碳化物有利于析出強(qiáng)化的元素?？墒撬暮啃∮?.02％的情況下不能確保足夠的強(qiáng)度，超過(guò)0.08％的話使韌性和抗HIC性能惡化。所以規(guī)定C含量為0.02～0.08％。
Si定為0.01～0.5％。Si是為了脫氧添加的，但是小于0.01％的情況下脫氧效果不充分，超過(guò)0.5％的話韌性和焊接性能惡化，Si含量規(guī)定在0.01～0.5％。
Mn定為0.5～1.8％。Mn是為了強(qiáng)度和韌性添加的，但是小于0.5％的情況下它的效果不充分，超過(guò)1.8％的話焊接性能和抗HIC性能惡化，所以規(guī)定Mn含量在0.5～1.8％。優(yōu)選0.5～1.5％。
P定為0.01％以下。P是使焊接性能和抗HIC性能惡化的不可避免的夾雜物，所以規(guī)定P含量的上限為0.01％。
S定為0.002％以下。S一般在鋼中成MnS夾雜物，使抗HIC性能惡化，越少越好?？墒窃?.002％以下的話沒(méi)有問(wèn)題，所以S含量的上限規(guī)定為0.002％。
Mo定為0.05～0.5％。Mo在實(shí)施方式2中是重要的元素，利用使Mo含量在0.05％以上抑制熱軋后冷卻時(shí)的珠光體相變，同時(shí)形成與Ti的細(xì)小的復(fù)合析出物，對(duì)大幅度提高強(qiáng)度有利。可是添加量超過(guò)0.5％的話，形成馬氏體等硬化相，抗HIC性能惡化，所以規(guī)定Mo含量為0.05～0.5％。優(yōu)選0.05～小于0.3％。
Ti定為0.005～0.04％。Ti也和Mo一樣是實(shí)施方式2中重要的元素。添加0.005％以上的情況下，與Mo形成復(fù)合析出物，有利于大幅度提高強(qiáng)度?？墒侨鐖D2所示，添加Ti超過(guò)0.04％的話，由于超過(guò)焊接熱影響區(qū)的夏氏斷面轉(zhuǎn)變溫度-20℃，導(dǎo)致韌性惡化，所以規(guī)定Ti含量為0.005～0.04％。此外小于0.02％的話，夏氏斷面轉(zhuǎn)變溫度變?yōu)?40℃，顯示出更優(yōu)良的韌性。因此在添加Nb和/或V的情況下，最好使Ti含量在0.005～小于0.02％。
Al定為0.07％以下。Al是作為脫氧劑添加的，但是超過(guò)0.07％的話鋼的潔凈度降低，抗HIC性能惡化，所以規(guī)定Al含量在0.07％以下。優(yōu)選為0.001～0.07％。
使用原子％表示的C含量與Mo和Ti合計(jì)含量之比C/(Mo+Ti)為0.5～3。利用實(shí)施方式2高強(qiáng)度化是通過(guò)含Ti、Mo的析出物(主要是碳化物)實(shí)現(xiàn)的。為了有效利用此復(fù)合析出物形成的析出強(qiáng)化，C含量和形成碳化物元素的Mo、Ti含量的關(guān)系非常重要，通過(guò)添加適當(dāng)配比的這些元素，可以得到熱穩(wěn)定地而且非常微細(xì)的復(fù)合析出物。此時(shí)用原子％表示的各元素含量的C/(Mo+Ti)的值小于0.5或超過(guò)3的情況下會(huì)有某種元素含量過(guò)剩，會(huì)導(dǎo)致形成的硬化組織造成的抗HIC性能惡化和韌性惡化，所以規(guī)定C/(Mo+Ti)的值為0.5～3。但是公式中各元素的標(biāo)記是用原子％表示的各元素含量。在使用質(zhì)量％表示含量的情況下，(C/12.0)/(Mo/95.9+Ti/47.9)的值規(guī)定為0.5～3。使C/(Mo+Ti)的值為0.7～2的話，由于可以得到粒徑5nm以下的更微細(xì)的析出物，更為理想。
在實(shí)施方式2中為了進(jìn)一步改善鋼板的強(qiáng)度和焊接部位韌性，也可以含有下面所示的Nb、V的1種或2種。
Nb定為0.005～0.05％。Nb利用使組織的晶粒細(xì)化提高韌性，與Ti和Mo形成復(fù)合析出物，有利于提高鐵素體相的強(qiáng)度。可是在小于0.005％的情況下沒(méi)有效果，超過(guò)0.05％的話，熱影響區(qū)的韌性惡化，所以同規(guī)定Nb含量在0.005～0.05％。
V定為0.005～0.1％。V和Nb一樣與Ti和Mo形成復(fù)合析出物，有利于提高鐵素體相的強(qiáng)度?？墒窃谛∮?.005％的情況下沒(méi)有效果，超過(guò)0.1％的話焊接熱影響區(qū)的韌性惡化，所以規(guī)定V含量為0.005～0.1％，最好為0.005～0.05％。
在含有Nb和/或V的情況下，使C含量與Mo、Ti、Nb、V合計(jì)含量的比C/(Mo+Ti+Nb+V)為0.5～3。采用在實(shí)施方式2使鋼強(qiáng)化是利用含Ti、Mo的析出物，而在含Nb和/或V的情況下，成為含這些元素的復(fù)合析出物(主要是碳化物)。此時(shí)用各元素的原子％表示含量的C/(Mo+Ti+Nb+V)的值小于0.5或超過(guò)3的情況下會(huì)有某種元素含量過(guò)剩，會(huì)導(dǎo)致形成的硬化組織造成的抗HIC性能惡化和韌性惡化，所以規(guī)定C/(Mo+Ti+Nb+V)的值為0.5～3。但是各元素的標(biāo)記是用原子％表示的各元素含量。在使用質(zhì)量％表示含量的情況下，(C/12.0)/(Mo/95.9+Ti/47.9+Nb/92.9+V/50.9)的值規(guī)定為0.5～3。優(yōu)選此值為0.7～2，可以得到粒徑5nm以下的更微細(xì)的析出物。
在實(shí)施方式2中為了進(jìn)一步改善鋼板的強(qiáng)度和抗HIC特性，也可以含有下面所示的Cu、Ni、Cr、Ca的1種或2種以上。
Cu定為0.5％以下。Cu是改善韌性和提高強(qiáng)度有效的元素，但添加過(guò)多的話焊接性能惡化，所以在添加Cu的情況下以0.5％為上限。
Ni定為0.5％以下。Ni是改善韌性和提高強(qiáng)度有效的元素，但添加過(guò)多的話抗HIC性能惡化，所以在添加Cu的情況下以0.5％為上限。
Cr定為0.5％以下。Cr與Mn相同為了即使在低C的情況下也能得到足夠的強(qiáng)度的有效元素，但添加過(guò)多的話焊接性能惡化，所以在添加的情況下以0.5％為上限。
優(yōu)選Ca在0.0005～0.005％。Ca是通過(guò)控制硫化物夾雜物的形態(tài)，對(duì)提高抗HIC性能有效的元素，但是小于0.0005％的情況下它的效果不充分，超過(guò)0.005％的話因效果飽和，相反鋼的潔凈度降低使抗HIC特性惡化，所以在添加的情況下優(yōu)選規(guī)定Ca含量為0.0005～0.005％。
此外從焊接的觀點(diǎn)，優(yōu)選對(duì)應(yīng)于強(qiáng)度水平規(guī)定用下式定義的Ceq的上限。屈服強(qiáng)度在448Mpa以上的情況下，Ceq在0.28以下；屈服強(qiáng)度在482Mpa以上的情況下，Ceq在0.32以下；在屈服強(qiáng)度在551Mpa以上的情況下，Ceq在0.36以下，這樣可以確保良好的焊接性能。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5關(guān)于實(shí)施方式2的鋼材在板厚10～30mm范圍內(nèi)，Ceq與板厚無(wú)關(guān)，30mm以下的鋼板可以用相同的Ceq進(jìn)行設(shè)計(jì)。
上述以外剩余的部分實(shí)質(zhì)上為Fe。所謂剩余部分為Fe是指在實(shí)施方式2范圍內(nèi)可以含有對(duì)實(shí)施方式2的效果沒(méi)有影響的、以不可避免的夾雜物為主的、含有其他微量元素的部分。
下面對(duì)實(shí)施方式2的管線用高強(qiáng)度鋼板的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。
圖1為簡(jiǎn)要表示實(shí)施方式2的組織控制方法的圖示。通過(guò)從Ar3以上的奧氏體區(qū)域快速冷卻到貝氏體區(qū)域，成為未相變的奧氏體和貝氏體的混合組織。冷卻后直接進(jìn)行再加熱奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變，在鐵素體相中彌散析出細(xì)小的析出物。另一方面貝氏體相變成回火貝氏體。形成利用此細(xì)小析出物析出強(qiáng)化的鐵素體相和回火軟化的貝氏體相的2相組織，可以兼顧提高強(qiáng)度和提高抗HIC性能。下面具體對(duì)此組織控制方法進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。
實(shí)施方式2的管線用高強(qiáng)度鋼板使用具有上述成分的鋼，在加熱溫度為1000～1300℃、終軋溫度為750℃以上的條件下進(jìn)行熱軋，然后以5℃/s以上的冷卻速度冷卻到300～600℃，冷卻后直接以0.5℃/s以上的升溫速度再加熱到550～700℃，可以制造使以Mo和Ti為主的細(xì)小復(fù)合碳化物在鐵素體相中彌散析出，使貝氏體相軟化的復(fù)合組織的管線用高強(qiáng)度鋼板。其中溫度為鋼板的平均溫度。
使加熱溫度為1000～1300℃。加熱溫度低于1000℃的情況下，碳化物的固溶不充分，不能得到需要的強(qiáng)度，而超過(guò)1300℃的話韌性惡化，所以規(guī)定為1000～1300℃。優(yōu)選1050～1250℃。
使終軋溫度為750℃以上。終軋溫度低的話形成沿軋制方向延伸的組織，不僅抗HIC特性惡化，隨后的鐵素體相變速度降低，軋后的再加熱時(shí)間要延長(zhǎng)，對(duì)生產(chǎn)效率不利，所以要使終軋溫度在750℃以上。
終軋后直接以5℃/s以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻。終軋后空冷或緩冷的話，析出物從高溫區(qū)域析出，析出物容易粗大化，不能強(qiáng)化鐵素體相。因此急冷(快速冷卻)到析出強(qiáng)化最適宜的溫度，防止從高溫區(qū)域的析出，是實(shí)施方式2中重要的制造條件。以小于5℃/s的冷卻速度防止在高溫區(qū)域的析出是不夠的，會(huì)使強(qiáng)度降低，所以規(guī)定終軋后的冷卻速度在5℃/s以上。對(duì)于此時(shí)的冷卻方法根據(jù)制造工藝的不同可以使用任何的冷卻設(shè)備。
冷卻溫度定為300～600℃。利用終軋后快速冷卻到貝氏體相變區(qū)域的300～600℃，使其生成貝氏體相，而且使再加熱時(shí)的鐵素體相變的驅(qū)動(dòng)力變大。利用驅(qū)動(dòng)力變大促進(jìn)再加熱過(guò)程的鐵素體相變，利用短時(shí)間的再加熱可以完成鐵素體的相變。在終冷溫度小于300℃的情況下，即使形成貝氏體和馬氏體單相組織或鐵素體+貝氏體2相組織，由于生成島狀馬氏體(MA)會(huì)使抗HIC性能惡化，所以規(guī)定終冷溫度在300～600℃。為了可靠地抑制MA的生成，優(yōu)選終冷溫度在400℃以上。
快速冷卻后直接以0.5℃/s以上的升溫速度再加熱到550～700℃。此工序是實(shí)施方式2中重要的制造條件。有利于鐵素體相強(qiáng)化的細(xì)小析出物在再加熱時(shí)的鐵素體相變的同時(shí)析出。同時(shí)進(jìn)行由細(xì)小析出物造成的鐵素體相的強(qiáng)化和貝氏體相的軟化，得到鐵素體相和貝氏體相的強(qiáng)度差小的組織，所以快速冷卻后直接再加熱到550～700℃的溫度范圍是必要的。此外再加熱時(shí)優(yōu)選比冷卻后的溫度至少提高50℃以上。再加熱時(shí)的升溫速度小于0.5℃/s的情況下，由于達(dá)到需要的再加熱溫度需要較長(zhǎng)的時(shí)間，使制造效率降低，此外由于生成珠光體，不能使細(xì)小的析出物彌散析出，所以不能得到足夠高的強(qiáng)度。再加熱溫度小于550℃的情況下，不能完成鐵素體相變，在隨后的冷卻時(shí)沒(méi)有相變的奧氏體轉(zhuǎn)變成珠光體，所以抗HIC特性惡化，超過(guò)700℃的話析出物粗大，不能得到足夠高的強(qiáng)度，所以規(guī)定再加熱溫度區(qū)域?yàn)?50～700℃。在再加熱溫度中，無(wú)須設(shè)定保溫時(shí)間。采用實(shí)施方式2的制造方法，即使在再加熱后直接冷卻，鐵素體相變能充分進(jìn)行，所以可以得到細(xì)小彌散析出形成的高的強(qiáng)度。為了確保鐵素體相變完成，也可以保溫30分鐘以內(nèi)，保溫超過(guò)30分鐘的話，有時(shí)析出物成長(zhǎng)，導(dǎo)致強(qiáng)度降低。再加熱后的冷卻速度可以適當(dāng)設(shè)定，在再加熱后的冷卻過(guò)程中也進(jìn)行鐵素體相變，所以優(yōu)選空冷。只要不影響到鐵素體的相變，也可以以比空冷更快的冷卻速度進(jìn)行冷卻。
用于進(jìn)行再加熱到550～700℃溫度的設(shè)備，可以把加熱裝置安裝在進(jìn)行快速冷卻的冷卻設(shè)備的下游一側(cè)。而加熱裝置以使用可以快速加熱鋼板的燃?xì)鉅t和感應(yīng)加熱裝置。感應(yīng)加熱裝置與均熱爐等相比溫度控制容易，成本也比較低，可以把冷卻后的鋼板迅速加熱，特別適合使用。此外采用把多個(gè)感應(yīng)加熱裝置布置成一列，這樣在在線速度和鋼板的種類、尺寸不同的情況下，只要任意設(shè)定通電的感應(yīng)加熱裝置的數(shù)目，可以自由選擇升溫速度、再加熱溫度進(jìn)行操作。再有再加熱后的冷卻速度采用任何速度都可以，無(wú)須在加熱裝置的下游一側(cè)設(shè)置特別的設(shè)備。
圖3為表示用于采用實(shí)施方式2的制造方法的生產(chǎn)線一個(gè)示例的簡(jiǎn)圖。如圖3所示，在軋制線1上從上游到下游設(shè)置有熱軋機(jī)3、快速冷卻裝置4、在線型感應(yīng)加熱裝置5、熱矯直機(jī)6。利用把在線型感應(yīng)加熱裝置5或其他熱處理裝置設(shè)置在與軋制設(shè)備的熱軋機(jī)3和其后的冷卻設(shè)備的快速冷卻裝置4同一條作業(yè)線上，軋制、冷卻終了后迅速進(jìn)行再加熱處理，所以可以把軋后快速冷卻后的鋼板直接加熱到550℃以上。
用上述制造方法制造的實(shí)施方式2的鋼板用壓力彎曲成形、輥成形、UOE成形等制成鋼管，可以用于輸送原油和天然氣的鋼管(電焊鋼管、螺旋鋼管、UOE鋼管)等。用實(shí)施方式2的鋼板制造的鋼管具有高的強(qiáng)度和優(yōu)良的抗HIC特性，所以適合用于輸送含硫化氫的原油和天然氣。
實(shí)施例利用連續(xù)鑄造把表4所示化學(xué)成分的鋼(鋼種A～N)制成板坯，用它來(lái)制造了板厚18、26mm厚的鋼板(No.1～26)。
表4 (質(zhì)量％)

下劃線為表示在本發(fā)明范圍外把加熱的板坯熱軋后，直接用水冷型的快速冷卻設(shè)備進(jìn)行冷卻，用感應(yīng)加熱爐或燃?xì)鉅t進(jìn)行再加熱。冷卻設(shè)備和感應(yīng)加熱爐為在線型。各鋼板(No.1～26)的制造條件示于表5。
對(duì)如上制造的鋼板的顯微組織用光學(xué)顯微鏡、透射式電子顯微鏡(TEM)進(jìn)行觀察。測(cè)定了貝氏體相的面積比率。用測(cè)量負(fù)荷為50g的威氏硬度計(jì)測(cè)定了鐵素體相和貝氏體相的硬度，使用各相測(cè)定30個(gè)點(diǎn)的測(cè)定結(jié)果的平均值，求出鐵素體相和貝氏體相的硬度差。鐵素體相中析出物的成分用能量分散型X射線分光法(EDX)進(jìn)行了分析。此外測(cè)定了各鋼板的拉伸特性、抗HIC特性。測(cè)定結(jié)果一并示于表5。拉伸特性以垂直軋制方向的全部厚度的試樣為拉伸試驗(yàn)的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)定了屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度。考慮到制造上的波動(dòng)，把屈服強(qiáng)度480Mpa以上、拉伸強(qiáng)度580Mpa以上的作為API X65級(jí)進(jìn)行評(píng)價(jià)(標(biāo)準(zhǔn)為屈服強(qiáng)度≥448Mpa、拉伸強(qiáng)度≥530Mpa)?？笻IC特性以NACE Standard TM-02-84為標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行了浸漬時(shí)間96小時(shí)的HIC試驗(yàn)，把沒(méi)有發(fā)現(xiàn)裂紋的情況判定為抗HIC性能良好，用○表示，產(chǎn)生裂紋的情況用×表示。
表5

※下劃線表示在本發(fā)明范圍外?！P(guān)于顯微組織，F(xiàn)為鐵素體、B為貝氏體、P為珠光體、MA為馬氏體在表5中，實(shí)施方式2的示例No.1～13的化學(xué)成分和制造方法都在本發(fā)明的范圍內(nèi)，是具有屈服強(qiáng)度480Mpa以上、拉伸強(qiáng)度580Mpa以上的高強(qiáng)度，而且抗HIC性能優(yōu)良。鋼板的組織實(shí)質(zhì)上為鐵素體+貝氏體的2相組織，彌散析出有含Ti和Mo、一部分鋼板還含Nb和/或V的粒徑小于10nm細(xì)小碳化物的析出物。此外，貝氏體相的比率都在10-80％范圍。貝氏體相的硬度在威氏硬度300以下，鐵素體相和貝氏體相的硬度差在70以下。
No.14～20的化學(xué)成分在實(shí)施方式2的范圍內(nèi)，但是制造方法在實(shí)施方式2的范圍外，所以組織沒(méi)有成為鐵素體+貝氏體的2相組織，和沒(méi)有細(xì)小碳化物彌散析出，所以強(qiáng)度不夠和HIC試驗(yàn)出現(xiàn)裂紋。No.21～26的化學(xué)成分在實(shí)施方式2的范圍外，所以生成粗大析出物，沒(méi)有含Ti和Mo的析出物彌散析出，所以得不到足夠的強(qiáng)度，在HIC試驗(yàn)中出現(xiàn)裂紋。
再有用感應(yīng)加熱爐進(jìn)行再加熱的情況與用燃?xì)鉅t加熱的情況沒(méi)有發(fā)現(xiàn)特別的差異。
實(shí)施方式3本發(fā)明人在實(shí)施方式2中發(fā)現(xiàn)用W置換部分或全部的Mo，也能兼顧提高抗HIC性能和高的強(qiáng)度。
下面對(duì)實(shí)施方式3的管線用高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。首先對(duì)在實(shí)施方式3中鐵素體相內(nèi)彌散析出的析出物進(jìn)行說(shuō)明。
在實(shí)施方式3的鋼板中，由于利用在鐵素體相中彌散析出主要含Mo、W、Ti或W、Ti的析出物而強(qiáng)化鐵素體相，減小鐵素體-貝氏體間的強(qiáng)度差，所以可以得到優(yōu)良的抗HIC特性。由于此析出物非常細(xì)小，對(duì)抗HIC性能沒(méi)有任何影響。Mo、W、Ti在鋼中是形成碳化物的元素，利用MoC、WC、TiC的析出使鋼強(qiáng)化是一直采用的方法，而在實(shí)施方式3的特征是復(fù)合添加Mo、W、Ti或W、Ti，利用使主要含Mo、W、Ti或W、Ti的細(xì)小復(fù)合碳化物在鋼中彌散析出，可以得到更大幅度提高強(qiáng)度的效果。以前從來(lái)沒(méi)有過(guò)的大幅度提高強(qiáng)度的效果是由于主要含Mo、W、Ti或W、Ti的復(fù)合碳化物穩(wěn)定而且成長(zhǎng)速度慢，可以得到粒徑小于10nm的非常細(xì)小的析出物。
主要含Mo、W、Ti或W、Ti的復(fù)合碳化物，在只由Mo、W、Ti構(gòu)成的情況下，是Mo、W、Ti的合計(jì)含量與C含量原子此在1∶1左右的化合生成的，對(duì)提高強(qiáng)度具有非常有效。在實(shí)施方式3中利用復(fù)合添加Nb和/或V，析出物形成含Mo、W、Ti、Nb和/或V的復(fù)合碳化物，發(fā)現(xiàn)可以得到同樣的析出強(qiáng)化效果。
在實(shí)施方式3中使用的管線用高強(qiáng)度鋼板的化學(xué)成分，除了實(shí)施方式2中用下述范圍的W置換部分或全部的Mo以外，其他與實(shí)施方式2相同。
Mo+W/2定為0.05～0.5％。W是與Mo具有等效作用的元素，可以部分或全部置換Mo。也就是說(shuō)可以不添加Mo，而添加0.05～0.5％的W/2。在含Mo+W/2在0.05％以上的情況下，熱軋后冷卻時(shí)抑制珠光體相變，同時(shí)與Ti形成細(xì)小的復(fù)合析出物，對(duì)大幅度提高強(qiáng)度有利?？墒翘砑拥牧砍^(guò)0.5％的話，形成馬氏體等硬化相，抗HIC性能惡化，所以規(guī)定Mo+W/2含量為0.05～0.5％。優(yōu)選為0.05～0.3％。
用原子％表示的C含量與Mo、W、Ti合計(jì)含量之比C/(Mo+W+Ti)定為0.5～3。采用實(shí)施方式3提高強(qiáng)度是利用含Mo、W、Ti的析出物(主要是碳化物)實(shí)現(xiàn)的。為了有效地利用此復(fù)合析出物的析出強(qiáng)化，C含量和形成碳化物元素的Mo、W、Ti含量的關(guān)系非常重要，通過(guò)添加適當(dāng)配比的這些元素，可以得到熱穩(wěn)定好而且非常微細(xì)的復(fù)合析出物。此時(shí)用各元素的原子％表示含量的C/(Mo+W+Ti)的值小于0.5或超過(guò)3的情況下會(huì)有某種元素含量過(guò)剩，會(huì)導(dǎo)致形成的硬化組織造成的抗HIC性能惡化和韌性惡化，所以規(guī)定C/(Mo+W+Ti)的值為0.5～3。但是公式中各元素的標(biāo)記是用原子％表示的各元素含量。在使用質(zhì)量％表示含量的情況下，(C/12.0)/(Mo/95.9+W/183.8+Ti/47.9)的值規(guī)定為0.5～3。優(yōu)選的是0.7～2，可以得到更微細(xì)的析出物。
在實(shí)施方式3中為了進(jìn)一步改善鋼板的強(qiáng)度也可以含有Nb0.005～0.05％、V0.005～0.10％的1種或2種。
在含Nb和/或V的情況下，規(guī)定C含量與Mo、W、Ti、Nb、V合計(jì)含量之比的C/(Mo+W+Ti+Nb+V)的值為0.5～3。采用實(shí)施方式3提高強(qiáng)度是利用含Mo、W、Ti的析出物，而在含Nb和/或V的情況下，變成含這些元素的復(fù)合析出物(主要是碳化物)。此時(shí)用各元素的原子％表示含量的C/(Mo+W+Ti+Nb+V)的值小于0.5或超過(guò)3的情況下會(huì)有某種元素含量過(guò)剩，會(huì)導(dǎo)致形成的硬化組織造成抗HIC性能惡化和韌性惡化，所以規(guī)定C/(Mo+W+Ti+Nb+V)的值為0.5～3。但公式中各元素的標(biāo)記是用原子％表示的各元素含量。使用質(zhì)量％表示含量的情況下，(C/12.0)/(Mo/95.9+W/183.8+Ti/47.9+Nb/92.9+V/50.9)的值規(guī)定為0.5～3。優(yōu)選的是0.7～2，可以得到更微細(xì)的析出物。
實(shí)施方式3的管線用高強(qiáng)度鋼板的制造方法與實(shí)施方式2相同。
實(shí)施例用連續(xù)鑄造方法把表6表示的化學(xué)成分的鋼(鋼種A～N)制成板坯，用這樣的板坯制造了板厚18、26mm厚的鋼板(No.1～26)。
Ceq用Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5+W/10計(jì)算。
表4

把加熱的板坯熱軋后，直接用水冷型的快速冷卻設(shè)備進(jìn)行冷卻，用感應(yīng)加熱爐或燃?xì)鉅t進(jìn)行再加熱。冷卻設(shè)備和感應(yīng)加熱爐為在線型。各鋼板(No.1～26)的制造條件示于表7。
對(duì)如上制造的鋼板的顯微組織用光學(xué)顯微鏡、透射式電子顯微鏡(TEM)進(jìn)行觀察。析出物的成分用能量分散型X射線分光法(EDX)進(jìn)行了分析。此外測(cè)定了各鋼板的拉伸特性、抗HIC特性。測(cè)定結(jié)果一并示于表7。拉伸特性以垂直軋制方向的全部厚度的試樣為拉伸試驗(yàn)的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)定了屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度。考慮到制造上的波動(dòng)，把屈服強(qiáng)度480Mpa以上、拉伸強(qiáng)度580Mpa以上的作為APIX65級(jí)進(jìn)行評(píng)價(jià)。抗HIC特性以NACE Standard TM-02-84為標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行了浸漬時(shí)間96小時(shí)的HIC試驗(yàn)，把沒(méi)有發(fā)現(xiàn)裂紋的情況判定為抗HIC性能良好，用○表示，產(chǎn)生裂紋的情況用×表示。
表7

※下劃線表示在本發(fā)明范圍外?！P(guān)于顯微組織，F(xiàn)為鐵素體、B為貝氏體、P為珠光體、MA為馬氏體在表7中，實(shí)施方式3的示例No.1～13的化學(xué)成分和制造方法都在本發(fā)明的范圍內(nèi)，具有屈服強(qiáng)度480Mpa以上、拉伸強(qiáng)度580Mpa以上的高強(qiáng)度，而且抗HIC性能優(yōu)良。鋼板的組織實(shí)質(zhì)上為鐵素體+貝氏體的2相組織，彌散析出有含Ti和W、一部分鋼板還含Nb和/或V、Mo的粒徑小于10nm細(xì)小碳化物的析出物。
No.14～20的化學(xué)成分在實(shí)施方式3的范圍內(nèi)，但是制造方法在實(shí)施方式3的范圍外，所以組織沒(méi)有成為鐵素體+貝氏體的2相組織，和沒(méi)有細(xì)小碳化物彌散析出，所以強(qiáng)度不夠和HIC試驗(yàn)出現(xiàn)裂紋。No.21～26的化學(xué)成分在實(shí)施方式3的范圍外，所以生成粗大析出物，沒(méi)有含Ti和W的析出物彌散析出，所以得不到足夠的強(qiáng)度，在HIC試驗(yàn)中出現(xiàn)裂紋。
再有用感應(yīng)加熱爐進(jìn)行再加熱的情況與用燃?xì)鉅t加熱的情況沒(méi)有發(fā)現(xiàn)特別的差異。
實(shí)施方式4本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，在實(shí)施方式2或3中，即使不添加Mo或W，利用添加從Ti、Nb、V中選擇的2種以上的元素也能兼顧提高抗HIC性能和高的強(qiáng)度。
下面對(duì)實(shí)施方式4的管線用高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。首先對(duì)在實(shí)施方式4中鐵素體相內(nèi)彌散析出的析出物進(jìn)行說(shuō)明。
在實(shí)施方式4的鋼板中，利用在鐵素體相中彌散析出含選自Ti、Nb、V的選擇2種以上的復(fù)合碳化物而強(qiáng)化鐵素體相，減小鐵素體-貝氏體之間的強(qiáng)度差，所以可以得到優(yōu)良的抗HIC特性。由于這些析出物非常細(xì)小，對(duì)抗HIC性能沒(méi)有任何影響。Ti、Nb、V在鋼中是形成碳化物的元素，至今為止一直在利用這些碳化物的析出使鋼強(qiáng)化，但是一直是利用在熱軋后的冷卻過(guò)程中和等溫，在從奧氏體向鐵素體相變時(shí)從過(guò)飽和的鐵素體中析出，或者軋制后快冷使組織變成馬氏體或貝氏體后，利用回火處理從馬氏體或貝氏體中析出碳化物的方法。與此相反，在實(shí)施方式4中，利用從貝氏體相變區(qū)域的再加熱過(guò)程的鐵素體相變使碳化物析出。采用此方法鐵素體相變可以非?？斓倪M(jìn)行，在相變的界面析出非常細(xì)小的復(fù)合碳化物，所以與一般的方法相比，其特征是可以得到更大幅度提高強(qiáng)度的效果。
含有從Ti、Nb、V中選擇的2種以上的復(fù)合碳化物，是Ti、Nb、V的合計(jì)含量和C含量的原子比為1∶1左右的復(fù)合碳化物。用原子％表示的C含量和Ti、Nb、V的合計(jì)含量之比C/(Ti+Nb+V)為0.5～3的話，可以析出30nm以下的細(xì)小復(fù)合碳化物。但是與添加Mo和W的實(shí)施方式2和3相比，由于析出物的粒徑大，所以析出強(qiáng)化的效果小，但可以達(dá)到API×70級(jí)的高強(qiáng)度。
實(shí)施方式4的鋼板組織實(shí)質(zhì)上為鐵素體+貝氏體的2相組織，從母材韌性的觀點(diǎn)要使貝氏體的比率在10％以上，從抗HIC性能的觀點(diǎn)把上限定為80％以下。優(yōu)選在20～60％。
在實(shí)施方式4中，優(yōu)選上述貝氏體相和上述鐵素體相的硬度差在威氏硬度70以下。更優(yōu)選硬度差在HV50以下，最好在HV35以下。此外優(yōu)選貝氏體相的硬度上限定為HV320。更優(yōu)選貝氏體相具有300以下的威氏硬度(HV)，最好在280以下。
下面對(duì)實(shí)施方式4使用的管線用高強(qiáng)度鋼板的化學(xué)成分進(jìn)行說(shuō)明。在以下說(shuō)明中沒(méi)有特別說(shuō)明的情況下，用％表示的單位全部為質(zhì)量％。
C定為0.02～0.08％。C是作為碳化物有利于析出強(qiáng)化的元素?？墒撬暮啃∮?.02％的情況下不能確保足夠的強(qiáng)度，超過(guò)0.08％的話使韌性和抗HIC性能惡化。所以規(guī)定C含量為0.02～0.08％。
Si定為0.01～0.5％。Si是為了脫氧添加的，但是小于0.01％的情況下脫氧效果不充分，超過(guò)0.5％的話韌性和焊接性能惡化，Si含量規(guī)定在0.01～0.5％。
Mn定為0.5～1.8％。Mn是為了強(qiáng)度和韌性添加的，但是小于0.5％的情況下它的效果不充分，超過(guò)1.8％的話焊接性能和抗HIC性能惡化，所以規(guī)定Mn含量在0.5～1.8％。優(yōu)選0.5～1.5％。
P定為0.01％以下。P是使焊接性能和抗HIC性能惡化的不可避免的夾雜物，所以規(guī)定P含量的上限為0.01％。
S定為0.002％以下。S一般在鋼中成MnS夾雜物，使抗HIC性能惡化，越少越好。可是在0.002％以下的話沒(méi)有問(wèn)題，所以S含量的上限規(guī)定為0.002％。
Al定為0.07％以下。Al是作為脫氧劑添加的，但是超過(guò)0.07％的話鋼的潔凈度降低，抗HIC性能惡化，所以規(guī)定Al含量在0.07％以下。優(yōu)選為0.001～0.07％。
實(shí)施方式4的鋼板含有從Ti、Nb、V中選擇的2種以上。
Ti定為0.005～0.04％。Ti是實(shí)施方式4中重要的元素。添加0.005％以上的情況下，與Nb和/或V形成細(xì)小的復(fù)合析出物，有利于提高強(qiáng)度。添加Ti超過(guò)0.04％的話，由于超過(guò)焊接熱影響區(qū)的夏氏斷面轉(zhuǎn)變溫度-20℃，導(dǎo)致焊接熱影響區(qū)的韌性惡化，所以規(guī)定Ti含量為0.005～0.04％。
Nb定為0.005～0.05％。Nb利用使組織的晶粒細(xì)化提高韌性，與Ti和/或V形成復(fù)合析出物，有利于提高鐵素體相的強(qiáng)度?？墒窃谛∮?.005％的情況下沒(méi)有效果，超過(guò)0.05％的話，熱影響區(qū)的韌性惡化，所以同規(guī)定Nb含量在0.005～0.05％。
V定為0.005～0.1％。V和Ti、Nb一樣與Ti和/或Nb形成復(fù)合析出物，有利于提高鐵素體相的強(qiáng)度?？墒窃谛∮?.005％的情況下沒(méi)有效果，超過(guò)0.1％的話焊接熱影響區(qū)的韌性惡化，所以規(guī)定V含量為0.005～0.1％。
使用原子％表示的C含量與Ti、Nb、V合計(jì)含量之比C/(Ti+Nb+V)為0.5～3。利用實(shí)施方式4的高強(qiáng)度化是通過(guò)含Ti、Nb、V中任2種以上的細(xì)小碳化物的析出實(shí)現(xiàn)的。為了有效利用此細(xì)小碳化物形成的析出強(qiáng)化，C含量和形成碳化物元素的Ti、Nb、V含量的關(guān)系非常重要，通過(guò)添加適當(dāng)配比的這些元素，可以得到熱穩(wěn)定地而且非常微細(xì)的復(fù)合碳化物。此時(shí)用原子％表示的各元素含量的C/(Ti+Nb+V)的值小于0.5或超過(guò)3的情況下會(huì)有某種元素含量過(guò)剩，會(huì)導(dǎo)致形成的硬化組織造成的抗HIC性能惡化和韌性惡化，所以規(guī)定C/(Mo+Ti)的值為0.5～3。但是公式中各元素的標(biāo)記是用原子％表示的各元素含量。在使用質(zhì)量％表示含量的情況下，(C/12.01)/(Ti/47.9+Nb/92.91+V/50.94)的值規(guī)定為0.5～3。
在實(shí)施方式4中為了進(jìn)一步改善鋼板的強(qiáng)度和抗HIC特性，也可以含有0.5％以下的Cu、0.5％以下的Ni、0.5％以下的Cr、0.005～0.05％的Ca中的1種或2種以上。
從焊接性能的觀點(diǎn)對(duì)應(yīng)于強(qiáng)度水平，優(yōu)選規(guī)定用下式定義的Ceq的上限。在屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的情況下，使Ceq在0.28以下，在屈服強(qiáng)度為482Mpa以上的情況下，使Ceq在0.32以下，可以確保良好的焊接性能。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5
對(duì)于實(shí)施方式4的鋼材，板厚在10～30mm范圍，Ceq與板厚無(wú)關(guān)，在30mm以下可以用相同的Ceq進(jìn)行設(shè)計(jì)。
上述以外的剩余部分實(shí)質(zhì)上為Fe。所謂剩余部分為Fe是指在實(shí)施方式4范圍內(nèi)可以含有對(duì)實(shí)施方式4的效果沒(méi)有影響的、以不可避免的夾雜物為主的、含有其他微量元素的部分。
實(shí)施方式4的管線用高強(qiáng)度鋼板的制造方法與實(shí)施方式2或3相同。
實(shí)施例利用連續(xù)鑄造把表8所示化學(xué)成分的鋼(鋼種A～N)制成鋼坯，用它來(lái)制造了板厚18、26mm厚的鋼板(No.1～27)。
表8

下劃線為表示在本發(fā)明范圍外把加熱的板坯熱軋后，直接用水冷型的快速冷卻設(shè)備進(jìn)行冷卻，用感應(yīng)加熱爐或燃?xì)鉅t進(jìn)行再加熱。冷卻設(shè)備和感應(yīng)加熱爐為在線型。各鋼板(No.1～27)的制造條件示于表9。
對(duì)如上制造的鋼板的顯微組織用光學(xué)顯微鏡、透射式電子顯微鏡(TEM)進(jìn)行觀察。測(cè)定了貝氏體相的面積比率。用測(cè)量負(fù)荷為50g的威氏硬度計(jì)測(cè)定了鐵素體相和貝氏體相的硬度，使用各相測(cè)定30個(gè)點(diǎn)的測(cè)定結(jié)果的平均值，求出鐵素體相和貝氏體相的硬度差。鐵素體相中析出物的成分用能量分散型X射線分光法(EDX)進(jìn)行了分析。此外測(cè)定了各鋼板的拉伸特性、抗HIC性能。測(cè)定結(jié)果一并示于表9。拉伸特性以垂直軋制方向的全部厚度的試樣為拉伸試驗(yàn)的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)定了屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度?？紤]到制造上的波動(dòng)，把屈服強(qiáng)度480Mpa以上、拉伸強(qiáng)度580Mpa以上的作為API X65級(jí)進(jìn)行評(píng)價(jià)?？笻IC性能以NACE Standard TM-02-84為標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行了浸漬時(shí)間96小時(shí)的HIC試驗(yàn)，把沒(méi)有發(fā)現(xiàn)裂紋的情況判定為抗HIC性能良好，用○表示，產(chǎn)生裂紋的情況用×表示。
表9

※下劃線表示在本發(fā)明范圍外?！P(guān)于顯微組織，F(xiàn)為鐵素體、B為貝氏體、P為珠光體、MA為馬氏體在表9中，實(shí)施方式4的示例No.1～14的化學(xué)成分和制造方法都在實(shí)施方式4的范圍內(nèi)，具有屈服強(qiáng)度480Mpa以上、拉伸強(qiáng)度580Mpa以上的高強(qiáng)度，而且抗HIC性能優(yōu)良。鋼板的組織實(shí)質(zhì)上為鐵素體+貝氏體的2相組織，彌散析出有含Ti、Nb、V中任何2種以上的粒徑小于30nm細(xì)小復(fù)合碳化物的析出物。此外貝氏體相的比率都在10-80％范圍內(nèi)。貝氏體相的硬度為300以下威氏硬度，鐵素體相和貝氏體相的硬度差在70以下。
No.15～21的化學(xué)成分在實(shí)施方式4的范圍內(nèi)，但是制造方法在實(shí)施方式4的范圍外，所以組織沒(méi)有成為鐵素體+貝氏體的2相組織，和沒(méi)有細(xì)小碳化物彌散析出，所以強(qiáng)度不夠和HIC試驗(yàn)出現(xiàn)裂紋。No.22～27的化學(xué)成分在實(shí)施方式4的范圍外，所以生成粗大析出物，沒(méi)有含Ti、Nb、V中任何2種以上的復(fù)合碳化物彌散析出，所以得不到足夠的強(qiáng)度，或在HIC試驗(yàn)中出現(xiàn)裂紋。
再有用感應(yīng)加熱爐進(jìn)行再加熱的情況與用燃?xì)鉅t加熱的情況沒(méi)有發(fā)現(xiàn)特別的差異。
權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度鋼板，以質(zhì)量％計(jì)含C0.02～0.08％，具有實(shí)質(zhì)上是鐵素體相和貝氏體相2相組織的金屬組織，在所述鐵素體相中析出粒徑30nm以下的析出物，屈服強(qiáng)度在448Mpa以上。
2.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鋼板，所述鐵素體相和所述貝氏體相的硬度差在威氏硬度70以下。
3.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鋼板，所述貝氏體相具有320以下的威氏硬度。
4.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度鋼板，所述貝氏體相的面積比率為10-80％。
5.一種高強(qiáng)度鋼板，以質(zhì)量％計(jì)含有C0.02～0.08％、Si0.01～0.5％、Mn0.5～1.8％、P0.01％以下、S0.002％以下、Mo0.05～0.5％、Ti0.005～0.04％、Al0.07％以下，其余為Fe構(gòu)成，用原子％計(jì)的C含量與Mo、Ti的合計(jì)含量的比C/(Mo+Ti)為0.5～3，具有實(shí)質(zhì)上是鐵素體相和貝氏體相2相組織的金屬組織，在所述鐵素體相中析出含Ti、Mo的粒徑10nm以下的復(fù)合碳化物，屈服強(qiáng)度在448Mpa以上。
6.如權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度鋼板，所述鐵素體相和所述貝氏體相的硬度差在威氏硬度70以下。
7.如權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度鋼板，所述貝氏體相具有320以下的威氏硬度。
8.如權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度鋼板，所述貝氏體相的面積比率為10-80％。
9.如權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度鋼板，用原子％計(jì)的C含量與Mo、Ti的合計(jì)含量的比C/(Mo+Ti)為0.7～2。
10.如權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度鋼板，用W置換Mo的一部分或全部，以質(zhì)量％計(jì)Mo+W/20.05～0.5％，以原子％計(jì)C含量和Mo、W、Ti的合計(jì)含量之比C/(Mo+W+Ti)為0.5～3，在鐵素體相中析出含Ti、Mo、W或Ti、W的粒徑在10nm以下的復(fù)合碳化物。
11.如權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度鋼板，進(jìn)而以質(zhì)量％計(jì)含有Nb0.005～0.05％和/或V0.005～0.1％，以原子％計(jì)C含量和Mo、Ti、Nb、V的合計(jì)含量之比C/(Mo+Ti+Nb+V)為0.5～3，在鐵素體相中析出含Ti、Mo、Nb和/或V的粒徑在10nm以下的復(fù)合碳化物。
12.如權(quán)利要求11所述的高強(qiáng)度鋼板，其中Ti0.005～小于0.02％。
13.如權(quán)利要求11所述的高強(qiáng)度鋼板，以原子％計(jì)C含量和Mo、Ti、Nb、V的合計(jì)含量之比C/(Mo+Ti+Nb+V)為0.7～2。
14.如權(quán)利要求11所述的高強(qiáng)度鋼板，用W置換Mo的一部分或全部，以質(zhì)量％計(jì)Mo+W/20.05～0.5％、以原子％計(jì)C含量和Mo、W、Ti、Nb、V的合計(jì)含量之比C/(Mo+W+Ti+Nb+V)為0.5～3，在鐵素體相中析出含Ti、Mo、W、Nb和/或V，或Ti、W、Nb和/或V的粒徑在10nm以下的復(fù)合碳化物。
15.一種高強(qiáng)度鋼板，以質(zhì)量％計(jì)含有C0.02～0.08％、Si0.01～0.5％、Mn0.5～1.8％、P0.01％以下、S0.002％以下、Al0.07％以下，含有選自Ti0.005～0.04％、Nb0.005～0.05％、V0.005～0.1％中的至少兩種以上、其余為實(shí)質(zhì)上由Fe構(gòu)成，以原子％計(jì)C含量和Ti、Nb、V的合計(jì)含量之比C/(Ti+Nb+V)為0.5～3，具有實(shí)質(zhì)上為鐵素體相和貝氏體相的2相組織的金屬組織，在所述鐵素體相中析出含有選自Ti、Nb、V中的2種以上的、粒徑在30nm以下的復(fù)合碳化物，屈服強(qiáng)度為448Mpa以上。
16.如權(quán)利要求15所述的高強(qiáng)度鋼板，所述鐵素體相和所述貝氏體相的硬度差在威氏硬度70以下。
17.如權(quán)利要求15所述的高強(qiáng)度鋼板，所述貝氏體相具有320以下的威氏硬度。
18.如權(quán)利要求15所述的高強(qiáng)度鋼板，所述貝氏體相的面積比率為10-80％。
19.如權(quán)利要求15所述的高強(qiáng)度鋼板，以原子％計(jì)C含量和Ti、Nb、V的合計(jì)含量之比C/(Ti+Nb+V)為0.7～2。
20.如權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度鋼板，進(jìn)而以質(zhì)量％計(jì)含有含有選自Cu0.5％以下、Ni0.5％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0005～0.005％中的至少一種。
21.如權(quán)利要求10所述的高強(qiáng)度鋼板，進(jìn)而以質(zhì)量％計(jì)含有選自Cu0.5％以下、Ni0.5％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0005～0.005％中的至少一種。
22.如權(quán)利要求11所述的高強(qiáng)度鋼板，進(jìn)而以質(zhì)量％計(jì)含有選自Cu0.5％以下、Ni0.5％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0005～0.005％中的至少一種。
23.如權(quán)利要求14所述的高強(qiáng)度鋼板，進(jìn)而以質(zhì)量％計(jì)含有選自Cu0.5％以下、Ni0.5％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0005～0.005％中的至少一種。
24.如權(quán)利要求15所述的高強(qiáng)度鋼板，進(jìn)而以質(zhì)量％計(jì)含有選自Cu0.5％以下、Ni0.5％以下、Cr0.5％以下、Ca0.0005～0.005％中的至少一種。
25.屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，具有把具有權(quán)利要求5所述成分組成的鋼坯在加熱溫度1000～1300℃、終軋溫度750℃以上的條件下熱軋的工序、把熱軋后的鋼以5℃/s以上的冷卻速度快速冷卻到300～600℃的工序、和冷卻后直接以0.5℃/s以上的升溫速度再加熱到550～700℃溫度的工序。
26.如權(quán)利要求25所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，再加熱時(shí)比冷卻后的溫度升高50℃以上。
27.屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，具有把具有權(quán)利要求5所述成分組成的鋼坯在加熱溫度1050～1250℃、終軋溫度750℃以上的條件下熱軋的工序、把熱軋后的鋼以5℃/s以上的冷卻速度快速冷卻到300～600℃而形成未相變的奧氏體和貝氏體的2相組織的工序、和冷卻后直接以0.5℃/s以上的升溫速度再加熱到550～700℃的溫度而升溫50℃以上、形成析出物彌散析出的鐵素體相和回火貝氏體相的2相組織的工序。
28.屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，具有把具有權(quán)利要求10所述成分組成的鋼坯在加熱溫度1000～1300℃、終軋溫度750℃以上的條件下熱軋的工序、把熱軋后的鋼以5℃/s以上的冷卻速度快速冷卻到300～600℃的工序、和冷卻后直接以0.5℃/s以上的升溫速度再加熱到550～700℃溫度的工序。
29.屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，具有把具有權(quán)利要求11所述成分組成的鋼坯在加熱溫度1000～1300℃、終軋溫度750℃以上的條件下熱軋的工序、把熱軋后的鋼以5℃/s以上的冷卻速度快速冷卻到300～600℃的工序、和冷卻后直接以0.5℃/s以上的升溫速度再加熱到550～700℃溫度的工序。
30.屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，具有把具有權(quán)利要求14所述成分組成的鋼坯在加熱溫度1000～1300℃、終軋溫度750℃以上的條件下熱軋的工序、把熱軋后的鋼以5℃/s以上的冷卻速度快速冷卻到300～600℃的工序、和冷卻后直接以0.5℃/s以上的升溫速度再加熱到550～700℃溫度的工序。
31.屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，具有把具有權(quán)利要求15所述成分組成的鋼坯在加熱溫度1000～1300℃、終軋溫度750℃以上的條件下熱軋的工序、把熱軋后的鋼以5℃/s以上的冷卻速度快速冷卻到300～600℃的工序、冷卻后直接以0.5℃/s以上的升溫速度再加熱到550～700℃溫度的工序。
32.如權(quán)利要求25所述的屈服強(qiáng)度為448Mpa以上的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，冷卻后直接以0.5℃/s以上的升溫速度再加熱到550～700℃溫度的處理，通過(guò)設(shè)置在與軋制設(shè)備和冷卻設(shè)備同一作業(yè)線上感應(yīng)加熱裝置進(jìn)行。
全文摘要
高強(qiáng)度鋼板，含有以質(zhì)量％計(jì)0.002～0.08％的C，具有實(shí)質(zhì)上為鐵素體相和貝氏體相的2相組織的金屬組織。上述鐵素體相具有粒徑30nm以下的析出物，屈服強(qiáng)度在448MPa以上。制造方法具有熱軋工序、快速冷卻的工序、再加熱工序。以5℃/s以上的冷卻速度進(jìn)行快速冷卻到300～600℃。以0.5℃/s的升溫速度再加熱到550～700℃。
文檔編號(hào)C22C38/14GK1628183SQ0380338
公開(kāi)日2005年6月15日 申請(qǐng)日期2003年2月4日 優(yōu)先權(quán)日2002年2月7日
發(fā)明者石川信行, 新宮豐久, 諏訪稔, 遠(yuǎn)藤茂 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社