專利名稱：高壓縮強度和高韌性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及ー種用于輸送原油(crude oil)、天然氣(natural gas)等的管線管(Iinepipe),特別涉及適合用于要求高抗塌陷性能(collapse resistant performance)的厚壁的深海用管線管(line pipe for deep — sea)中的、高壓縮強度(high compressivestrength)和高韌性優(yōu)異的管線管用鋼管及其制造方法。應予說明，本發(fā)明的壓縮強度(compressive strength)只要沒有特別說明，就指壓縮屈服強度(compressive yieldstrength)或O. 5%壓縮強度(compressive proof strength)。另外，拉伸屈服強度(tensileyield strength)只要沒有特別說明，就指拉伸屈服強度(tensile yield strength)或O. 5%拉伸強度,拉伸強度(tensile strength)如一般的定義指拉伸試驗時的最大應力。
背景技術：
伴隨著近年來的能量需求的增大(increase in demand for energy),原油、天然氣管線的開發(fā)開始盛行，由于燃氣田、油田的遠距離化和輸送管道的多祥化，橫渡海洋的管線也被大量開發(fā)。作為用于海底管線(offshore pipeline)的管線管，為了防止因水壓(water pressure)而導致的塌陷(壓潰),使用管厚(wall thickness)比陸上管線(onshorepipeline)厚的管線管,并且要求高的圓度(roundness),且對于管線管的材質而言,為了對JriIi^FJiAexternal pressure)而在沿管周萬向(circumferential direction of pipe；產生的壓縮應力(compression stress),需要高的壓縮強度。海底管線的設計中多數(shù)應用DNV標準(Det Norske Veritas standard) (OSF-101)，但在本標準中，作為由外壓引起的塌陷壓力的決定因素，使用管的管徑(pipediameter) D、管厚t、圓度fO以及材料的拉伸屈服強度(tensile yield strength) fy來求得塌陷壓力(collapse pressure)0但是，管的尺寸和拉伸強度即使相同，也因管的制造方法，壓縮強度也發(fā)生變化，所以還需要根據制造方法對拉伸屈服強度乘以不同的系數(shù)(coefficients a fab)。該DNV標準系數(shù),在為無縫鋼管的情況時可應用I. O,即直接使用拉伸屈服強度，但以UOEエ藝(U0E forming process)制造的管的情況下，以O. 85作為系數(shù)。這是由于在UOEエ藝中制造的管的壓縮強度比拉伸屈服強度低得多，而主要原因是UOE鋼管在造管的最終エ序中有擴管エ藝(pipe expanding process),在管周方向施加拉伸變形后，受到壓縮，從而因包辛格效應(Bauschinger effect)壓縮強度下降。因此,為了提高抗塌陷性能，需要提高管的壓縮強度，而在冷軋成型(cold forming)中經過擴管エ序制造的鋼管中，成問題的是因包辛格效應而引起的壓縮屈服強度的降低。關于提高UOE鋼管的抗塌陷性已進行了大量的研究，專利文獻I中公開了利用通電加熱(Joule heating)來加熱鋼管進行擴管后，一定時間以上保持溫度的方法。根據該方法，將因擴管而導入的位錯(dislocation)去除·分散，所以可得到高屈服點，但為了在擴管后5分以上保持溫度，需要繼續(xù)通電加熱，所以生差率(productivity)變差。另外,作為與專利文獻I同樣地在擴管后進行加熱來恢復因包辛格效應而引起的壓縮屈服強度的降低的方法，在專利文獻2中提出了以下的方法通過將鋼管外表面加熱到比內表面更高的溫度，維持因加工固化而上升的內表面?zhèn)鹊膲嚎s屈服強度，提高因包辛格效應而降低的外表面?zhèn)鹊膲嚎s屈服強度。另外，專利文獻3中還提出了以下的方法在Nb — Ti添加鋼的鋼板制造エ序(steel plate manufacturing process)中從 ArjjiIi度以上至 300°C 以下為止進行熱軋(hotrolling)后的加速冷卻(accelerated cooling),以UOEエ藝形成鋼管后加熱至80 550°C的方法。然而，專利文獻2的方法中的分別管理鋼管的外表面(outer surface)和內表面(inner surface)的加熱溫度和加熱時間，在實際制造、特別是在大量生產エ序(massproduction process)中進行品質管理極其困難,而專利文獻3的方法存在以下的問題由于需要將鋼板制造中的加速冷卻的停止溫度設在300°C以下的較低的溫度，所以鋼板的應 變(distortion)變大，在UOEエ序中形成鋼管時圓度下降，而且為了從Ar3溫度以上開始進行加速冷卻，需要以較高的溫度進行軋制，韌性(fracture toughness)變差。另ー方面，作為在擴管后不進行加熱而是通過鋼管的成型方法提高壓縮強度的方法，專利文獻4公開了將O成型(O shape forming)時的壓縮率(compression rate)制成比其后的擴管率(expansion rate)還大的方法。根據專利文獻4的方法，由于實質上沒有管周方向的拉伸預應變(tensile pre 一 strain),所以不出現(xiàn)包辛格效應,可得到高的壓縮強度。然而，擴管率低時，難以維持鋼管的圓度，使鋼管的抗塌陷性能變差。另外，專利文獻5中公開了以下的方法通過將縫焊部和焊接部的軸對稱部(距焊接部180°的位置、外表面?zhèn)鹊膲嚎s強度低的位置)作為端點的直徑成為鋼管的最大徑的方式來提高抗塌陷性能的方法。但是，實際的管線的敷設(pipeline construction)中，塌陷成問題的是到達海底的管受到彎曲變形(bending deformation)的部分(垂彎部(sag —bend portion)),而與鋼管的縫焊部的位置無關地進行圓周焊接(girth weld)敷設在海底(sea bed),所以即使縫焊部(seam weld)的端點成為長徑(major axis),實際上也不發(fā)揮任何效果。并且，專利文獻6中提出了以下的鋼板在加速冷卻后進行再加熱，減少鋼板表層部的硬質的第2相的分率，進而減少表層部和板厚中心部的硬度差，在板厚方向形成均勻強度的分布，從而降低因包辛格效應所導致的屈服應カ的下降。另外，專利文獻7中公開了ー種在加速冷卻后的再加熱處理中，ー邊抑制鋼板中心部的溫度上升，ー邊加熱鋼板表層部的，制造板厚為30mm以上的高強度耐酸管線管用鋼板的方法。據此，可抑制DWTT性能(Drop Weight Tear Test property)的降低，并且減少鋼板表層部的硬質的第2相的分率，所以不僅可得到鋼板表層部的硬度減少且材質不均小的鋼板，還可期待因硬質的第2相分率的減少而降低包辛格效應。但是，在專利文獻6記載的技術中，需要在加熱時加熱至鋼板的中心部，將導致DffTT性能的降低，所以難以應用于深海用厚壁的管線管中。另外，包辛格效應將受到結晶粒徑、固溶碳量(amount of solid solutioncarbon)等各種組織因素(microstructure factor)的影響,所以如專利文獻7中記載的技術那樣，僅通過減少硬質的第2相而無法得到壓縮強度高的鋼管，另外，所公開的再加熱條件下，由于滲碳體的凝結粗大化和Nb、C等碳化物形成元素的析出以及伴隨它們的固溶C的降低，難以得到優(yōu)異的拉伸強度、壓縮強度以及DWTT性能的平衡。在先技術文獻專利文獻專利文獻I :日本特開平9 一 49025號公報專利文獻2 日本特開2003 — 342639號公報專利文獻3 :日本特開2004 — 35925號公報專利文獻4 :日本特開2002 — 102931號公報
專利文獻5 :日本特開2003 — 340519號公報專利文獻6 :日本特開2008 — 56962號公報專利文獻7 :日本特開2009 — 52137號公報

發(fā)明內容
本發(fā)明是鑒于上述事實而進行的，目的在于提供一種厚壁(heavy wallthickness)的管線管用焊接鋼管，是具有用于厚壁的海底管線時所需要的高強度和優(yōu)異的韌性的管線管，不需要鋼管成型中的特殊的成型條件以及造管后的熱處理，而是通過使鋼板的金屬組織(microstructure)最優(yōu)化來抑制因包辛格效應而引起的屈服應カ降低,提高壓縮強度，并且，母材以及焊接熱影響部的韌性優(yōu)異。本發(fā)明人等為了通過抑制包辛格效應而提高壓縮強度，以及兼得強度 韌性，嘗試了各種實驗的結果，得到了以下的見解。I)因包辛格效應所致的壓縮強度降低的原因是由于在異相界面(interfacebetween different phases)、硬質的第2相處的位錯的集聚而產生反應カ(back stress)(也稱為背應力)而導致的，為了防止其，較為有效的是首先減少成為位錯的集聚場所的鐵素體一貝氏體界面以及島狀馬氏體(MA)等硬質的第2相。因此，可通過減少金屬組織的軟質的鐵素體相與硬質的MA的分率，制成以貝氏體作為主體的組織，能夠抑制因包辛格效應所致的壓縮強度的降低。2)對于利用加速冷卻而制造的高強度鋼、特別是用于海底管線中的厚壁的鋼板，為了得到所需的強度而大量含有合金元素(alloy elements)，所以淬火性(hardenability)高，難以完全抑制MA的生成。但是，使貝氏體組織微細化，使生成的MA微細地分散，進而利用加速冷卻后的再加熱等將MA分解成滲碳體，從而能夠減少因第2相而引起的包辛格效應。3)通過將鋼材的C量和Nb等碳化物形成元素(carbide formation elements)的添加量合理化，充分確保固溶C，促進位錯和固溶C的相互作用，從而能夠阻礙負載反轉時的位錯移動，抑制因反應カ所致的壓縮強度的降低。(4)為了提高母材韌性、特別是DWTT性能，較有效的是降低鋼板熱軋時的軋制溫度，使組織微細化，但如果軋制溫度過低，則生成鐵素體相，加速冷卻后的組織形成為貝氏體和鐵素體的混合組織，包辛格效應變大。為了抑制鐵素體生成，需要將軋制結束溫度和加速冷卻開始溫度嚴格控制在一定溫度以上。為了在這樣的制約條件下提高母材的DWTT性能，有效的是減少在加速冷卻停止后空冷時所生成的滲碳體的含量。即，通過將加速冷卻停止溫度控制在一定溫度以下，能夠減少冷卻停止時未變態(tài)奧氏體量，抑制在其后的空冷中的滲碳體的生成，得到高母材DWTT性能。(5)在鋼管的縫焊部的焊接熱影響部(welded heat affected zone)(以下有時稱為“HAZ”)，將形成在焊接時被加熱至超過1400°C的溫度為止的粗粒區(qū)域部(coarse —grained heat 一 affected zone) (CGHAZ)和通過其后的焊接將粗粒區(qū)域HAZ加熱成2相區(qū)域的部分(intercritically reh eated coarse grained heat affected zone) (ICCGHAZ)，該部分，MA的生成特別顯著，所以HAZ韌性變差。為了抑制這樣的韌性降低，有效的是將焊接熱影響部的組織作為貝氏體主體的組織，使MA的量抑制在一定量以下。因此，需要嚴格限制促進MA生成的Si和Nb的添加量。并且，抑制熱影響部的硬度對提高HAZ韌性也較有效，因此，將因微觀偏析(micro segregation)而易形成局部的固化部的P的含量嚴格抑制極其有效。除了限制對上述的HAZ韌性帶來影響的成分元素，對抑制因熱影響所致的HAZ部的結晶粒粗大化而言，利用TiN析出物也是有效的，可通過將Ti和N限制在一定范圍而將其效果最大化。本發(fā)明是基于上述見解而完成的。第一發(fā)明涉及一種高壓縮強度和高韌性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管，其特征在于，以質量 ％，含有 C 0. 03 0. 08%,Si 0. 10% 以下、Mn 1. 00 2· 00%,P 0. 010% 以下、S 0. 0030%以下、Al 0. 06% 以下、Nb 0. 005 0. 020%、Ti 0. 005 0. 025%、N 0. 0010 0· 0060%,并且，C(%)- 0. 065Nb (%)為0.025以上，Ti (%) / N (%)為2 4，下述式表示的Ceq值為0. 30以上，剩余部分由Fe及不可避免的雜質形成，Ceq = C (%) + Mn (%) / 6 + {Cr (%) + Mo (%) + V (%)} / 5 + {Cu (%) +Ni (%)} / 15，并且，母材的金屬組織為貝氏體分率80%以上、島狀馬氏體(MA)的分率3%以下、滲碳體的分率5%以下、貝氏體的平均粒徑5μπι以下，焊接熱影響部的金屬組織為貝氏體分率90%以上、島狀馬氏體(MA)的分率3%以下。第二發(fā)明根據第一發(fā)明所述的高壓縮強度和高韌性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管，其特征在于，以質量％計，還含有選自Cu :0. 50%以下、Ni :1. 0%以下、Cr :0. 50%以下、Mo 0. 50% 以下、V :0. 10% 以下、Ca :0. 0005 0. 0035% 中的 I 種或 2 種以上，并且，C(%) — 0. 065Nb(%) — 0. 025Mo (%) — 0. 057V (%)為 0. 025 以上。第三發(fā)明涉及一種高壓縮強度和高韌性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管的制造方法，其特征在于，使用鋼板，通過冷軋成型形成鋼管形狀，縫焊對接部，接著進行擴管率為0. 49Γ1. 2%的擴管；所述鋼板是如下制造的將具有第一發(fā)明或第二發(fā)明所述成分的鋼加熱到 950^1200°C,進行在未再結晶溫度范圍(no — recrystallization temperaturerange)的壓下率(rolling reduction)為60%以上、軋制結束溫度為Ar3 (Ar3 + 70°C)的熱軋，然后，從(Ar3 - 30°C)以上的溫度以10°C /秒以上的冷卻速度，進行加速冷卻至超過300°C且420°C以下而制造的。第四發(fā)明根據第三發(fā)明所述的高壓縮強度和高韌性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管的制造方法，其特征在于，接著上述加速冷卻，進行使鋼板表面溫度成為50(T700°C且鋼板中心溫度成為低于550°C的再加熱。根據本發(fā)明，可得到具有用于海底管線中時所需要的高強度和優(yōu)異的韌性的、高壓縮強度且韌性也優(yōu)異的管線管用鋼管。


圖I是表示在表2和表3的No. 7 (鋼種D)中使擴管率變化的情況下的壓縮強度的圖。圖2是表示通過對從表2和表3的No. 9 (鋼種E)的鋼板切出的圓棒拉伸試件反復施加載荷而求得的與擴管率相當?shù)姆崔D前預應變與背應力的關系的圖。
具體實施方式

以下對用于實施本發(fā)明的方式進行說明。首先，對本發(fā)明的構成要素的限定理由進行說明。I.化學成分首先，對本發(fā)明的高強度高韌性鋼板所含有的化學成分的限定理由進行說明。應予說明，成分％都是指質量％。此外，在本發(fā)明中，以下規(guī)定的各化學成分等的數(shù)值范圍的下一位的數(shù)值為O。例如，C :0. 03 O. 08%是指C :0. 030 0. 080%，Al :0. 06%以下是指Al O. 060%以下。另外，粒徑尺寸為5μπι以下是指5. Ομπι以下。另外，MA等的分率3%以下是指3. 0%以下。C 0. 03 O. 08%C是對提高通過加速冷卻而制造的鋼板強度最有效的元素。但是，若低于O. 03%,則無法確保充分的強度，如果超過O. 08%,則使韌性顯著變差。另外，若含有超過O. 08%,則促進母材、焊接熱影響部中的MA生成，因而不優(yōu)選。因此，將C量設為O. 03、. 08%的范圍內。Si 0. 10% 以下Si是為了去氧而添加的，但在O. 01%以上時才發(fā)揮該效果，若超過O. 10%,則焊接熱影響部的MA生成變多，使焊接部韌性顯著變差。因此，將Si量設為O. 10%以下的范圍。在要求更高的HAZ韌性的情況下，優(yōu)選設為O. 08%以下，更優(yōu)選設為O. 05%以下。Mn :1· 00 2· 00%Mn是為了提高鋼的強度和韌性而添加的，但低于I. 00%時該效果不充分，若超過2. 00%，則焊接性變差。因此，將Mn量設為I. 00 2· 00%的范圍。進一步優(yōu)選為I. 30 2· 00%。另一方面，Mn通過抑制HAZ組織中的晶界生成鐵素體，可有效改善韌性，所以為了確保HAZ韌性優(yōu)選添加I. 5%以上。進一步優(yōu)選為超過I. 50且2. 00%以下。P 0. 010% 以下P作為鋼中不可避免的雜質而存在，是通過固溶強化而增加強度的元素，但尤其因微觀偏析易生成局部固化區(qū)域，所以使HAZ韌性變差。在本發(fā)明中，為了減少焊接熱影響部的硬度，提高HAZ韌性，將P的含量設為O. 010%以下。為了提高HAZ韌性，P含量越低越好，在要求更高HAZ韌性的情況下，優(yōu)選設為O. 006%以下。S :0.0030% 以下S在鋼中一般為MnS系的夾雜物，使母材的韌性變差。該趨勢在S量超過O. 0030%時較為顯著。因此，將S量設為O. 0030%以下。優(yōu)選設為O. 0020%以下。并且，在要求耐HIC性能的情況下，優(yōu)選設為O. 0010%以下。
Al 0. 06% 以下Al作為去氧劑而添加。該效果在O. 01%以上時發(fā)揮作用，若超過O. 06%,因清潔度的降低而使延展性變差。因此，將Al量設為O. 06%以下。進一步優(yōu)選為O. 01(Γ0. 040%。Nb 0. 005 O. 020%Nb有擴大熱軋時的奧氏體未再結晶范圍的效果，特別是為了到950°C為止成為未再結晶范圍，需要添加O. 005%以上。另一方面，若增大Nb的添加量，則在充分熱焊接熱影響部組織中生成島狀馬氏體，進而在多層焊接時的再熱焊接熱影響部中引起析出脆化，使韌性顯著變差，從而將上限設為O. 020%。從HAZ韌性的觀點考慮，Nb的添加量優(yōu)選越低越好。進一步優(yōu)選為O. 005^0. 010%ο
Ti 0. 005 O. 025%Ti將形成氮化物，對鋼中固溶N量的減少較有效。析出的TiN通過釘扎效應有助于抑制熱軋前的板坯加熱時的母材和充分熱焊接時的焊接熱影響部的奧氏體粒的粗大化，提高母材和焊接熱影響部的韌性。為了得到該效果，需要添加O. 005%以上，但添加超過O. 025%時，因粗大化的TiN、碳化物的析出，使母材和HAZ韌性變差，因此將上限設為O. 025%。進一步優(yōu)選為 O. 005 O. 020%。N 0. 0010 0· 0060%N通常在鋼中作為不可避免的雜質而存在，但如上所述，通過添加Ti而將形成抑制奧氏體粗大化的TiN，所以規(guī)定其含量。為了得到所需的釘扎效應，需要在鋼中存在O. 0010%以上，在超過O. 0060%的情況下，因固溶N的增大而母材和焊接熱影響部的韌性顯著變差，所以將上限設為O. 0060%O進一步優(yōu)選為O. 002(Γ0. 0050%。C (%) - O. 065Nb (%) :0. 025 以上本發(fā)明通過利用固溶C與位錯的相互作用抑制反應力的產生，從而減少包辛格效應，提高鋼管的壓縮強度，因此重要的是確保有效的固溶C。一般，鋼中的C除了作為滲碳體、MA而析出之外，還可與Nb等碳化物形成元素結合作為碳化物而析出，固溶C量減少。此時，Nb含量相對于C含量過多時，Nb碳化物的析出量多，無法得到充分的固溶C。但是，如果C (%) - O. 065Nb (%)為O. 025以上，則得到充分的固溶C，因此，將C含量與Nb含量的關系式、即C (%) - O. 065Nb (%)規(guī)定為O. 025以上。進一步優(yōu)選為O. 028以上。C (%) - O. 065Nb (%) — O. 025Mo (%) — O. 057V (%) :0. 025 以上作為本發(fā)明的選擇性元素的Mo和V也如同Nb屬于形成碳化物的元素，在添加這些元素的情況下，需要在得到充分的固溶C的范圍內進行添加。但是，若C (%) - O. 065Nb(%) - O. 025Mo (%) - O. 057V (%)表示的關系式的值低于O. 025，則固溶C不足，所以將C (%) - O. 065Nb (%) - O. 025MO (%) — O. 057V (%)規(guī)定在 O. 025 以上。進一步優(yōu)選為
O.028以上。應予說明，不可避雜質等級的元素(未添加的元素)的含量按0%計算。Ti (%) / N (%) :2 4通過將Ti量與N量之比Ti / N設為4以下，能使Ti氮化物在鑄造時微細分散析出，所以在焊接熱影響部能夠全面抑制奧氏體的晶粒生長。另一方面，若Ti / N低于2的情況下，相對地Ti變不足，而固溶的N對韌性產生不好影響，所以將Ti / N設為2 4。進一步優(yōu)選為I. 50 3· 50。本發(fā)明中除了上述的化學成分之外，還可以將以下的元素作為選擇性元素任意添加。Cu 0. 50% 以下Cu是對韌性的改善和強度的提高較有效的元素。該效果在O. 10%以上時發(fā)揮作用，但添加超過O. 50%時，焊接性變差。因此，在添加Cu的情況下，設為O. 50%以下。進一步優(yōu)選為O. 40%以下。Ni :1.0% 以下Ni是對韌性的改善和強度的提高較有效的元素。該效果在O. 10%以上時發(fā)揮作用，但添加超過1.0%時，焊接部的韌性變差，促進連續(xù)鑄造時的板坯的表面破裂。因此，在添加Ni的情況下，設為I. 0%以下。進一步優(yōu)選為O. 80%以下。 Cr 0. 50% 以下Cr是通過提高淬火性而對強度的提高較有效的元素。該效果在O. 10%以上時發(fā)揮作用，但添加超過O. 50%時，焊接部的韌性變差。因此，在添加Cr的情況下，設為O. 50%以下。進一步優(yōu)選為O. 30%以下。Mo 0. 50% 以下Mo是對韌性的改善和強度的提高較有效的元素。該效果在O. 05%以上時發(fā)揮作用，但添加超過O. 50%時，焊接部的韌性變差。因此，在添加Mo的情況下，設為O. 50%以下。進一步優(yōu)選為O. 30%以下。V 0. 10% 以下V是在不使韌性變差的基礎上提高強度的元素。該效果在O. 10%以上時發(fā)揮作用，但添加超過O. 10%時，也如同Nb，作為碳化物析出，減少固溶C，所以在添加V的情況下，設為O. 10%以下。進一步優(yōu)選為O. 060%以下。進一步優(yōu)選為O. 040%以下。Ca 0. 0005 O. 0035%Ca是對控制硫化物系夾雜物的形態(tài)，改善延展性較有效的元素，若低于O. 0005%則沒有該效果，即使添加超過O. 0035%，其效果也已飽和，且因清潔度的降低而使韌性變差。因此，將Ca量設為O. 0005 O. 0035%的范圍。進一步優(yōu)選為O. 0015 O. 0035%以下。Ceq 值0.30 以上Ceq = C (%) + Mn (%) / 6 + {Cr (%) + Mo (%) + V (%)} / 5 + {Cu (%) +Ni (%)} / 15Ceq是鋼的淬火性指數(shù)，Ceq值越高，鋼材的拉伸強度和壓縮強度變得越高。若Ceq值低于O. 30，則在超過20mm的厚壁鋼管中無法確保充分的強度，所以將Ceq值設為O. 30以上。另外，為了在超過30mm的壁厚鋼管中充分確保強度，優(yōu)選將其設為O. 36以上。應予說明，Ceq越高，低溫破裂感受性越增強，有助于焊接破裂，為了在敷設船上等苛刻的環(huán)境下也不用預加熱就進行焊接，將上限設為O. 42。應予說明，不可避免的雜質等級的元素(未添加的元素)的含量按0%計算。應予說明，本發(fā)明的鋼的剩余部分實質上是Fe，只要不損害本發(fā)明的效果可以含有上述以外的元素及不可避的雜質。2.金屬組織以下說明本發(fā)明中的金屬組織的限定理由。以下，金屬組織和MA的分率均指面積分率。另外，鋼板的金屬組織的特定可通過以下的方式進行從鋼管的內表面?zhèn)鹊陌搴馡/ 4的位置采取試樣，研磨后進行利用硝酸蝕刻液的蝕刻，通過光學顯微鏡觀察。進而，可使用以200倍拍攝的照片3飛張利用圖像解析求出貝氏體、鐵素體、加工鐵素體(rolledferrite)等各自的金屬組織的面積分率。一般應用加速冷卻制造的鋼板的金屬組織在鋼板的板厚方向上有時不同。另一方面，受到外壓的鋼管的塌陷是因在周長小的鋼管內表面?zhèn)认犬a生塑性變形而引起的，所以作為壓縮強度，鋼管的內表面?zhèn)鹊奶匦暂^重要，一般壓縮試件是從鋼管的內表面?zhèn)炔扇〉?。因此，此處，金屬組織是規(guī)定鋼管內表面?zhèn)冉M織，將內表面?zhèn)鹊陌搴馡/4的位置的組織作為代表鋼管的塌陷性能的位置。貝氏體分率80%以上為了抑制包辛格效應，得到高壓縮強度，需要制成軟質的鐵素體相和硬質的第2相少的均勻組織，抑制變形時在組織內部產生的局部位錯的集聚。因此，制成貝氏體主體的組織。為了得到該效果，需要貝氏體的分率為80%以上。在需要更高壓縮強度的情況下，優(yōu)選將貝氏體分率設為90%以上。
島狀馬氏體(MA)的分率3%以下島狀馬氏體(MA)是非常硬質的相，變形時促進局部位錯的集聚，因包辛格效應導致壓縮強度的降低，所以需要嚴格限制其分率。但是，若MA的分率為3%以下，則該影響小，也不產生壓縮強度的降低，所以將島狀馬氏體(MA)的分率規(guī)定在3%以下。MA的分率是在硝酸蝕刻液蝕刻后進行電解蝕刻(2階段蝕刻)，其后，如后所述，進行利用掃描式電子顯微鏡(SEM)的觀察求得面積分率。滲碳體的分率5%以下通過加速冷卻制造的鋼板中，在加速冷卻停止后的空冷時生成的滲碳體將成為破裂的起點，所以使母材韌性、特別是使DWTT性能變差。在本發(fā)明中為了得到優(yōu)異的DWTT性能，將母材的滲碳體分率規(guī)定為5%以下。此處，母材的滲碳體分率如后所述可作為從硝酸蝕刻液蝕刻后的第2相分率減去在電解蝕刻后求得的MA分率得到的值而求得。貝氏體的平均粒徑5 μ m以下在高強度厚壁鋼板中完全抑制MA等硬質相的生成較為困難，但通過使貝氏體組織微細化，能夠使生成的MA、滲碳體微細地分散，能夠緩和變形時的局部位錯的集聚，減少包辛格效應。另外，貝氏體晶界也成為位錯的集聚場所，所以通過使組織微細化，能夠增加晶界面積，緩和晶界中的局部位錯的集聚，最終通過減少包辛格效應而提高壓縮強度。并且，對于在厚壁材料中得到充分的母材韌性，微小的組織也有效。這樣的效果可通過將貝氏體粒徑設為5μπι以下而得到，所以將貝氏體的平均粒徑規(guī)定為5μπι以下。進一步優(yōu)選為4. O μ m以下。本發(fā)明中，通過具有上述金屬組織的特征，抑制因包辛格效應所致的壓縮強度的降低，實現(xiàn)高壓縮強度，但為了得到更大的效果，優(yōu)選MA的尺寸微小。MA的平均粒徑越小，局部的應變集中越分散，所以應變集中量也變得越少，進一步抑制包辛格效應的產生。因此，優(yōu)選將MA的平均粒徑設為I μ m以下。在本發(fā)明中為了得到高焊接熱影響部韌性，將縫焊部的焊接熱影響部的組織按以下所述規(guī)定。此處，用于評價焊接熱影響部韌性的夏比沖擊試件，一般是從鋼管的外面?zhèn)鹊陌搴馡 / 2的位置的焊接金屬熔融線附近的粗粒區(qū)域HAZ (CGHAZ)采取。因此，此處對于焊接熱影響部的金屬組織，作為代表鋼管的縫焊部的焊接熱影響部性能的位置，使用相當于缺口底部的、焊接金屬和母材(含焊接熱影響部)為1:1的位置的金屬組織。焊接熱影響部的金屬組織的特定是通過以下方式進行的對外面?zhèn)群附咏饘俚娜廴诰€附近的粗粒區(qū)域HAZ (CGHAZ)進行硝酸蝕刻液蝕刻，用光學顯微鏡觀察。另外，各金屬組織的面積分率可使用以200倍拍攝的照片3飛張利用圖像解析而求得。焊接熱影響部的貝氏體分率90%以上一般為了提高焊接熱影響部的韌性，優(yōu)選使軟質的鐵素體微細地生成，但若鐵素體分率過多，則無法得到充分的接縫強度。因此，在本發(fā)明中，將焊接熱·影響部的貝氏體分率規(guī)定為90%以上。焊接熱影響部的島狀馬氏體(MA)的分率3%以下生成于焊接熱影響部的MA大多取針狀的形態(tài)，成為脆性破裂的起點，所以使焊接部韌性顯著變差。但是，若在焊接熱影響部的MA分率為3%以下，則該影響小，所以將MA的分率設為3%以下。此處，MA的分率可通過以下方式求得在硝酸蝕刻液蝕刻后進行電解蝕亥lj(2階段蝕刻)，其后利用掃描式電子顯微鏡(SEM)的觀察求得面積分率。另外，為了得到這樣的HAZ的貝氏體分率90%以上且島狀馬氏體(MA)的分率3%以下的金屬組織，對焊接方法沒有特別限制，例如在使用埋弧焊接的情況下，通過使焊接熱量輸入為IOOkJ / Cm以下的范圍而能夠實現(xiàn)。3.制造條件本發(fā)明的第3發(fā)明是將含有上述的化學成分的鋼板坯加熱進行熱軋后，再進行加速冷卻的制造方法。以下，對鋼板的制造條件的限定理由進行說明。應予說明，以下的溫度只要沒有特別記載均為鋼板的表面溫度。板坯加熱溫度95(Tl200°C若板坯加熱溫度低于950°C，則不能得到充分的拉伸強度和壓縮強度，若超過1200°C，則韌性、DWTT特性變差。因此，將板坯加熱溫度設為95(Tl200°C的范圍。在要求更優(yōu)異的DWTT性能的情況下，優(yōu)選將板坯加熱溫度的上限設為1100°C。未再結晶范圍中的壓下率60%以上為了得到減少包辛格效應的微細的貝氏體組織和高母材韌性，在熱軋工序中，需要在未再結晶溫度范圍進行充分的壓下。但是，如果壓下率低于60%，則效果不充分，所以將在未再結晶范圍的壓下率設為60%以上。優(yōu)選設為70%以上。應予說明，壓下率是在多個軋道進行軋制時為累積的壓下率。另外，未再結晶溫度范圍將根據Nb、Ti等的合金元素而變化，但對于本發(fā)明的Nb和Ti添加量而言，將未再結晶溫度范圍設為950°C以下即可。軋制結束溫度Ar 3 (Ar 3 + 70°C)為了抑制因包辛格效應而引起的強度降低，需要使金屬組織成為貝氏體主體的組織，抑制鐵素體等軟質組織的生成。因此，熱軋需要設為作為鐵素體生成溫度的Ar3溫度以上。另外，為了得到更微細的貝氏體組織，軋制結束溫度越低越好，若軋制結束溫度過高，則貝氏體粒徑變過大。因此，將軋制結束溫度的上限設為(Ar3 + 70°C)。應予說明，度根據鋼的合金成分而變化，所以可通過實驗對各種鋼測定變態(tài)溫度而求得，也可由成分按下述式(I)而求得。Ar3 (0C)= 910 - 310C (%)— 80Mn (%)— 20Cu (%)— 15Cr (%)— 55Ni (%) —80Mo (%)-----(I)應予說明，不可避免的雜質等級的元素(未添加的元素)的含量按0%計算。接著熱軋，進行加速冷卻。加速冷卻的條件如下所述。冷卻開始溫度(Ar3 — 30°C )以上通過熱軋后的加速冷卻使金屬組織成為貝氏體主體的組織，但若冷卻開始溫度低于作為鐵素體生成溫度的Ar3溫度，則形成鐵素體和貝氏體的混合組織，因包辛格效應而引起的強度降低將變大，壓縮強度下降。但是，如果加速冷卻開始溫度為(Ar3 - 30°C)以上， 則鐵素體分率較低，因包辛格效應而引起的強度降低也較小。因此，將冷卻開始溫度設為(Ar3 — 30。。)以上。冷卻速度10°C /秒以上加速冷卻是用于得到高強度和高韌性的鋼板的不可缺少的工藝，通過以高冷卻速度進行冷卻，可得到因變態(tài)強化而引起的強度提高效果。但是，若冷卻速度低于10°c /秒，則不僅不能得到充分的拉伸強度和壓縮強度，還產生C的擴散，引起C向未變態(tài)奧氏體(non — transformed austenite)稠化，MA的生成量變多。如上述那樣，因MA等硬質第2相促進包辛格效應，導致壓縮強度的降低。但是，如果冷卻速度為10°C /秒以上，則冷卻中的C的擴散少，也可抑制MA的生成。因此，將加速冷卻時的冷卻速度的下限設為10°c /秒。冷卻停止溫度超過300°C且420°C以下通過加速冷卻進行貝氏體變態(tài)而得到需要的拉伸強度和壓縮強度，但如果冷卻停止時的溫度超過420°C，則貝氏體變態(tài)不充分，無法得到充分的拉伸強度和壓縮強度。另外，由于貝氏體變態(tài)未結束，所以在冷卻停止后的空冷中引起C向未變態(tài)奧氏體濃縮，促進滲碳體或MA的生成。另一方面，若冷卻停止時的鋼板平均溫度為300°C以下，則鋼板表層部的溫度將下降至馬氏體變態(tài)溫度以下，所以表層部的MA分率變高，因包辛格效應而壓縮強度下降。并且，表層部的硬度變高，鋼板易產生應變，所以成型性變差，成型成管時的圓度顯著變差。因此，將冷卻停止時的溫度設為超過300°C且420°C以下的范圍。本發(fā)明的第4發(fā)明是對加速冷卻后的鋼板進行再加熱處理。以下，對該再加熱條件的限定理由進行說明。鋼板表面溫度50(T700°C在厚鋼板的加速冷卻中，鋼板表層部的冷卻速度快，并且與鋼板內部相比表層部冷卻至更低的溫度。因此，在鋼板表層部易生成MA (島狀馬氏體)。這樣的硬質相將促進包辛格效應，所以可通過在加速冷卻后對鋼板的表層部進行加熱而分解MA，從而抑制因包辛格效應而引起的壓縮強度的降低。但是，如果表面溫度低于550°C，則MA的分解不充分，另夕卜，超過700°C時，鋼板中央部的加熱溫度也上升，引起大幅的強度下降。因此，在加速冷卻后以MA的分解為目的進行再加熱時，將再加熱時的鋼板表面溫度設為55(T700°C的范圍。鋼板表面溫度的測定可根據常用方法使用公知的溫度計測定。鋼板中心溫度低于550°C通過加速冷卻后的再加熱，分解表層部的MA，得到高壓縮強度，但鋼板中央部的加熱溫度變成550°C以上時，會引起滲碳體的凝結粗大化，DffTT性能變差，進而因固溶C的降低而引起壓縮強度的降低。因此，將加速冷卻后的再加熱中的鋼板中心溫度設為低于550。。。
此處，再加熱時的鋼板中心溫度可由表面溫度的測定值通過導熱計算而求得，力口熱后表層部與中心部的溫度差立即變小，所以可以將此時的表面溫度作為鋼板中心溫度。作為加速冷卻后的再加熱的手段，優(yōu)選使用能夠僅將大量存在有MA的表層部高效加熱的感應加熱。另外，為了得到再加熱引起的效果，加熱到比冷卻停止時的溫度要高的溫度較為有效，所以優(yōu)選將再加熱時的鋼板中心溫度設為比冷卻停止時的溫度高50°C以上的溫度。根據本發(fā)明的第4發(fā)明，使用通過進行使鋼板表面溫度成為55(T720°C且鋼板中心溫度成為低于550°C的再加熱而制造的鋼板來制造鋼管，所以與第3發(fā)明相比較，可得到 高壓縮強度。本發(fā)明使用通過上述的方法制造的鋼板制備鋼管，鋼管的成型方法是通過UOE工藝、加壓彎曲(press bend)等的冷軋成型而成型成鋼管形狀。其后，進行縫焊(seam welding),此時的焊接方法只要是可得到充分的接縫強度(strength of joint)和接縫韌性(toughness of joint)的方法，就可以為任意方法,但從優(yōu)異的焊接品質(weld quality)和制造效率(production efficiency)的角度出發(fā),優(yōu)選使用埋弧焊接(submerged arc welding)。進行對接部(seam)的焊接后，為了除去焊接殘余應力(weld residual stress)和提高鋼管的圓度，進行擴管。作為得到規(guī)定鋼管的圓度且除去殘余應力的條件，需要使此時的擴管率為0. 4%以上。另外，若擴管率過高，則因包辛格效應所引起的壓縮強度的降低變大，所以將其上限設為I. 2%。另外，在通常的焊接鋼管的制造中，一般把確保圓度當成重點，將擴管率控制在0. 9(Tl. 20%之間，但為了確保壓縮強度，優(yōu)選擴管率低。圖I是表示在表2和表3的No. 7 (鋼種D)中使擴管率變化的情況下的壓縮強度的圖。如圖I所示，通過將擴管率設為0. 9%以下，可觀察到顯著的壓縮強度的改善效果，所以更優(yōu)選設為0. Γ0. 9%。進一步優(yōu)選為0. 5^0. 8%。應予說明，通過將擴管率設為0. 9%以下，可觀察到顯著的壓縮強度的改善效果的理由是如圖2所示，鋼材的背應力(back stress)的產生舉動在低變形區(qū)域中顯著增加，其后，增加度從1%左右開始減小，2. 5%以上時飽和。應予說明，圖2是表示通過對從與表2的No. 9 (鋼種E)基本相同的化學成分、制造方法的厚鋼板切出的圓棒拉伸試件反復施加載荷而求得的與擴管率相當?shù)姆崔D前預應變與背應力的關系的圖。實施例通過連續(xù)鑄造法(continuous casting process),將表I所示的化學成分的鋼(鋼種A M)制成板 (slab),使用其制造板厚25mnT33mm的厚鋼板(No. I 27)。分別將鋼板的制造條件示于表2。鋼板制造時的再加熱處理是使用設置于與加速冷卻設備相同線上的感應加熱爐(induction heating furnace)進行再加熱。再加熱時的表層溫度為在感應加熱爐的出口處的鋼板的表面溫度，中心溫度是在加熱后的表層溫度和中心溫度幾乎變相等的時刻的鋼板溫度。使用這些鋼板，通過UOE工藝制造外徑為762mm或914mm的鋼管?？p焊是在內外表面各I焊道進行4電極埋弧焊接，焊接時的熱量輸入根據鋼板的板厚設為2(T80kJ / cm的范圍。鋼管制造時的擴管率也示于表2。如以上所述制造的鋼管的拉伸特性(tensile property)是將管周方向的總厚試件作為拉伸試件進行拉伸試驗(tensile test),測定拉伸強度。壓縮試驗(compressiontest)是從鋼管的鋼管內表面?zhèn)鹊奈恢醚毓苤芊较虿扇≈睆?0_、長度60_的試件，進行壓縮試驗測定壓縮的屈服強度(或O. 5%壓縮強度)。另外，通過從鋼管的管周方向采取的DWTT試件,將延展性破裂面積(Shear area)成為85%的溫度作為85%SATT (shear areatransition temperature)而求得?？p焊部的焊接熱影響部韌性通過夏比沖擊試驗評價。利用試驗溫度一 30°C對各接縫以每3根測定吸收能量，求得其平均值和最低值。切口位置是在夏比沖擊試件的缺口底中央有熔融線且在缺口底處焊接金屬與母材(含焊接熱影響部)成為1:1的位置。金屬組織是從鋼管 內表面?zhèn)鹊陌搴馡 / 4的位置采取樣品，研磨后進行利用硝酸蝕刻液(nital)的蝕刻(etching)，通過光學顯微鏡進行觀察。進而，使用以200倍拍攝的照片5張，通過圖像解析(image analysis)求得貝氏體分率。貝氏體的平均粒徑也是通過使用相同的顯微鏡照片利用線段法(line analysis)而求得的。滲碳體和MA的觀察是首先使用求出上述貝氏體分率的樣品，在硝酸蝕刻液蝕刻的狀態(tài)下進行利用掃描式電子顯微鏡(SEM)的觀察。進而，使用以1000倍拍攝的照片5張，求得貝氏體和鐵素體以外的硬質第2相的面積分率。該情況下，硬質第2相中包括滲碳體和MA。其后，對相同樣品進行電解蝕刻(electrolytic etching) (2 階段蝕刻(two — step etching)),再次,進行利用掃描式電子顯微鏡(SEM)的觀察。進而，同樣地由以1000倍拍攝的照片5張利用圖像解析求出第2相的面積分率。MA的面積分率為電解蝕刻(2階段蝕刻)后的第2相分率，滲碳體為從硝酸蝕刻液蝕刻后的第2相分率減去在電解蝕刻后求得的MA分率而得到的值。另外，對于焊接熱影響部的金屬組織，使用在夏比沖擊試驗中導入缺口的外表面?zhèn)群附咏饘俚娜廴诰€(fusion line)附近的粗粒區(qū)域HAZ的樣品，首先,在硝酸蝕刻液蝕刻后用光學顯微鏡進行觀察，使用以200倍拍攝的照片5張利用圖像解析求出貝氏體分率。其后，對相同樣品進行電解蝕刻(2階段蝕刻)，再次，進行利用掃描式電子顯微鏡(SEM)的觀察，由以1000倍拍攝的照片5張利用圖像解析，求得MA的面積分率。將這些結果示于表3。在表3中，作為本發(fā)明例的No. f 11，其化學成分、制造方法以及微觀組織均在本發(fā)明的范圍內，壓縮強度為430MPa以上的高壓縮強度，顯示良好的DWTT特性(一 2 (TC以下)，并且，接縫拉伸強度為620MPa以上且HAZ韌性極也得到了極高的吸收能量(100J以上)。另一方面，No. 12 20的化學成分在本發(fā)明的范圍內，但制造方法在本發(fā)明的范圍夕卜，所以拉伸強度、壓縮強度、DffTT特性、接縫拉伸強度或HAZ韌性較差。No. 2Γ27的化學成分在本發(fā)明外，所以拉伸強度、壓縮強度、DffTT特性、接縫強度或HAZ韌性也較差。工業(yè)上的可利用性根據本發(fā)明，可得到具有高壓縮強度且具有更優(yōu)異的DWTT特性、縫焊部的接縫拉伸強度以及HAZ韌性的厚壁的鋼管，所以能夠應用于要求高抗塌陷性能的深海用管線管、特別是要求低溫韌性的管線管。表I
權利要求
1.一種管線管用焊接鋼管，其特征在于，以質量％計，含有C :0. 03 O. 08%,Si :0. 10%以下、Mn :1. 00 2· 00%、P :0. 010% 以下、S :0. 0030% 以下、Al :0. 06% 以下、Nb :0. 005 O. 020%、Ti 0. 005 O. 025%,N 0. 001(Γ0. 0060%，并且，C (%)— O. 065Nb (%)為 O. 025 以上，Ti (%) /N (%)為2 4，下述式表示的Ceq值為O. 30以上，剰余部分由Fe及不可避免的雜質形成，Ceq = C (%) + Mn (%) / 6 + {Cr (%) + Mo (%) + V (%)} / 5 + {Cu (%) + Ni(%)} / 15， 并且，母材的金屬組織為貝氏體分率80%以上、島狀馬氏體MA的分率3%以下、滲碳體的分率5%以下、貝氏體的平均粒徑5 μ m以下，焊接熱影響部的金屬組織為貝氏體分率90%以上、島狀馬氏體MA的分率3%以下。
2.根據權利要求I所述的管線管用焊接鋼管，其中，以質量％計，還含有選自Cu:0. 50%以下、Ni :1. 0% 以下、Cr :0. 50% 以下、Mo :0. 50% 以下、V :0. 10% 以下、Ca :0. 0005 O. 0035%中的 I 種或 2 種以上，并且，C (%) - O. 065Nb (%) - O. 025Mo (%) - O. 057V (%)為 O. 025以上。
3.一種管線管用焊接鋼管的制造方法，使用鋼板，通過冷軋成型形成鋼管形狀，縫焊對接部，接著進行擴管率為O. 49Γ1. 2%的擴管；所述鋼板是如下制造的將具有權利要求I或2所述成分的鋼加熱到95(Tl200°C，進行在未再結晶溫度范圍的壓下率為60%以上、軋制結束溫度為Ar3 (Ar3 + 70°C )的熱軋，然后，從(Ar3 — 30°C)以上的溫度以10°C /秒以上的冷卻速度，進行加速冷卻至超過300°C且420°C以下而制造的。
4.根據權利要求3所述的管線管用焊接鋼管的制造方法，其中，接著所述加速冷卻，進行使鋼板表面溫度成為50(T700°C且鋼板中心溫度成為低于550°C的再加熱。
全文摘要
本發(fā)明的目的在于提供一種厚壁的管線管用鋼管，通過使鋼板的金屬組織最優(yōu)化，抑制了因包辛格效應所致的屈服應力降低，并且還具有優(yōu)異的母材和焊接熱影響部的韌性。具體而言，為一種高壓縮強度和高韌性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管及其制造方法，所述管線管用焊接鋼管的特征在于，以質量%計，含有C0.03～0.08%、Si0.10%以下、Mn1.00～2.00%、P0.010%以下、S0.0030%以下、Al0.06%以下、Nb0.005～0.020%、Ti0.005～0.025%、N0.0010～0.0060%，并且，Ti(%)／N(%)為2～4，Ceq值為0.30以上，剩余部分由Fe及不可避免的雜質形成，并且，特定了母材的金屬組織的貝氏體、島狀馬氏體(MA)、滲碳體的分率等和焊接熱影響部的金屬組織。
文檔編號C21D8/02GK102666899SQ20108005300
公開日2012年9月12日 申請日期2010年11月25日 優(yōu)先權日2009年11月25日
發(fā)明者堀江正之, 末吉仁, 清都泰光, 石川信行, 谷澤彰彥 申請人:杰富意鋼鐵株式會社