專利名稱：耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來，隨著被開發(fā)的油井或氣井的環(huán)境逐漸惡劣化，經(jīng)常在所采掘的石油或天然氣中含硫化氫。由此，輸送這些石油或天然氣的管道就被暴露于同時存在有海水等水的硫化氫環(huán)境中。此種環(huán)境下，鋼表面受腐蝕而發(fā)生的氫侵入到鋼中的現(xiàn)象，會由于共存的硫化氫的催化劑作用而得以促進，即使在沒有來自外部的應(yīng)力作用的情況下也容易產(chǎn)生所謂的氫引發(fā)破裂，降低管道的壽命。為了防止該氫引發(fā)破裂，迄今為止，提出將以下所述的對策(i)～(iv)適當(dāng)?shù)亟M合。
(i)減少S、P通過減少鋼中的S含量而減少MnS的生成量，另外通過減少P含量而降低偏析部的硬度。
(ii)減少宏觀中心偏析通過防止成為原材料的連續(xù)鑄造鑄片的凝固末端部的隆起，減少鋼板的宏觀中心偏析。
(iii)控制硫化物形態(tài)通過在二次精煉時進行Ca處理，將硫化物的形態(tài)從MnS控制為在熱軋時難以延伸的CaS。
(iv)通過控制壓延、加速冷卻來控制組織在管道用鋼板的壓延階段，通過控制壓延或加速冷卻，使金屬組織均一化而增大破裂抵抗性。
例如，在專利第2647302號中，提出了如下的方法，即，將滿足Mo0.10～0.30％(本說明書中，只要沒有特別指出，「％」都表示質(zhì)量％。)、5≤Ca×(1-124 O)/1.25S≤7.0的鋼加熱至1100～1280℃，在950℃以下的累積壓下量在60％以上、壓延結(jié)束溫度680～900℃下進行了壓延后，以3～40℃/秒的冷卻速度水冷至350～600℃，其后通過自然冷卻，制造拉伸強度為620MPa的高強度鋼板。
另外，在特開平6-256894號公報中，提出了如下的高強度鋼管，其具有鋼組成，作為Mn的濃度為平均Mn濃度的1.32以上的區(qū)域的Mn偏析點的大小小于500μm，并且偏析部的P的濃度小于0.035，并且有效Ca比在1.7以上。
另外，在特開平6-271974號公報中，提出了如下的高強度鋼管，其具有鋼組成，作為Mn的濃度為平均Mn濃度的1.32以上的區(qū)域的Mn偏析點的大小小于400μm，并且偏析部的P的濃度小于0.035，并且有效Ca比在1.7以上。
像這樣，此種耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的鋼板一般來說被如下制造，對在壓延中在中心部濃化而形成硬化組織的C、Mn以及P等被控制，并且被進行了Ca處理的板坯進行熱軋，在熱軋結(jié)束后，立刻進行例如水冷等加速冷卻。
但是，當(dāng)利用此種方法制造板厚在大約16.0mm以下并且強度級別在API5LX56以下的鋼板時，就會因壓延后的水冷而使得鋼板形狀惡化，生產(chǎn)性極度降低。由此，也會導(dǎo)致板厚在大約16.0mm以下并且強度級別在API5LX56以下的耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的鋼板的制造成本的上升。

發(fā)明內(nèi)容
這里，本發(fā)明的目的在于，提供在不伴隨由形狀不良造成的成本上升的情況下，可以制造板厚在大約16.0mm以下并且強度級別在API5LX56以下的耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的鋼板的技術(shù)。
本發(fā)明提供一種耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板，其特征是，具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，并根據(jù)需要具有Cr0.05～0.20％及Nb0.010～0.050％的至少一種，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼組成，作為板厚中心部的Mn濃度對平均Mn濃度的比值的Mn偏析度在1.3以下，作為板厚中心部的P濃度對平均P濃度的比值的P偏析度在2.0以下，板厚為16.0mm以下，并且強度級別在API5LX56以下。
從其他的方面考慮，本發(fā)明提供一種耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板的制造方法，其特征是，通過將具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，并根據(jù)需要具有Cr0.05～0.20％及Nb0.010～0.050％的至少一種，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼組成的鋼坯，例如將連續(xù)鑄造板坯加熱至1000～1200℃后，在該鋼坯的表面溫度在700～750℃的范圍內(nèi)進行最終精軋，其后空冷至常溫，而制造板厚為16.0mm以下并且強度級別在API5LX56以下的薄壁鋼板。
具體實施例方式
下面將對本發(fā)明的實施方式進行詳細說明。首先，對本發(fā)明的耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板的制造方法中所使用的鋼坯的組成進行限定的理由進行說明。而且，在以后的說明中，以「鋼坯」為「連續(xù)鑄造板坯(slab)」的情況為例。
(C0.04～0.06％)當(dāng)C含量小于0.04％時，則難以獲得給定的強度，另一方面，當(dāng)C含量超過0.06％時，則隨著鋼板的精軋中的珠光體相變，C過度地濃化，導(dǎo)致局部的硬度上升，耐氫引發(fā)破裂性降低。所以，本發(fā)明中，C含量限定為0.04％以上0.06％以下。根據(jù)相同的觀點，C含量的上限優(yōu)選0.05％。
(Si0.10～0.40％)Si作為脫氧劑，另外作為強化鋼的成分十分有效。當(dāng)Si含量小于0.10％時，脫氧就變得不充分，另一方面，當(dāng)Si含量超過0.40％時，則在焊接熱影響部生成很多條紋狀馬氏體，使得韌性極度變差。所以，本發(fā)明中，Si含量限定為0.10％以上0.40％以下。另外，當(dāng)考慮與鋼板板厚的平衡時，Si含量的上限優(yōu)選0.30％。
(Mn0.80～1.20％)Mn是使鋼強化并且強韌化的元素。當(dāng)Mn含量小于0.80％時，則無法獲得給定的強度，屈服應(yīng)力也變得不充分，容易發(fā)生氫引發(fā)破裂。另一方面，當(dāng)Mn含量超過1.20％時，則特別是在連續(xù)鑄造板坯的情況下，中心偏析增大，在精軋中C濃化，容易形成低溫相變硬化組織，產(chǎn)生很多氫引發(fā)破裂。所以，本發(fā)明中，Mn含量限定為0.80％以上1.20％以下。根據(jù)相同的觀點，Mn含量的下限優(yōu)選0.85％，上限優(yōu)選1.15％。
(P0.020％以下)P是在鋼板的中心部濃化而形成硬化組織的元素。當(dāng)P含量超過0.020％時，板坯中的中心偏析度超過氫引發(fā)破裂發(fā)生界限，產(chǎn)生局部硬度的上升，容易發(fā)生氫引發(fā)破裂。所以，本發(fā)明中，P含量限定為0.020％以下。根據(jù)相同的觀點，P含量的上限優(yōu)選0.018％。
(S0.002％以下、Ca0.001～0.004％)S由于在鋼中與Mn結(jié)合而形成MnS，因此是越少越好的元素。另外，本發(fā)明中雖然添加Ca而進行夾雜物的形態(tài)控制，但是同時夾雜物的個數(shù)也需要控制。根據(jù)此種觀點，本發(fā)明中，S含量限定為0.002％以下，Ca含量限定為0.001％以上0.004％以下。
(Ti0.005～0.030％)Ti是通過含有0.005％以上而提高鋼的強度來使板坯的質(zhì)量穩(wěn)定的元素。但是，當(dāng)Ti含量超過0.030％時，就會使焊接熱影響部(HAZ)的韌性變差。所以，本發(fā)明中，Ti含量限定為0.005％以上0.030％以下。
(Al0.060％以下)Al雖然被作為脫氧劑在鑄造階段使用，但是當(dāng)Al含量超過0.060％時，則母材中的夾雜物量增加，使鋼的純凈性降低。所以，本發(fā)明中，Al含量限定為0.060％以下。
本實施方式中，連續(xù)鑄造板坯除了這些成分以外，也可以作為任意添加元素含有Cr及Nb的至少一種。以下，對于這些任意添加元素也進行說明。
(Cr0.05～0.20％)Cr通過被添加0.05％以上，就具有提高鋼板的強度的效果。但是，當(dāng)Cr添加量超過0.20％時，就會使通常的管道鋪設(shè)中的實地焊接性降低，并且成本上升。所以，在添加Cr的情況下，其含量最好限定為0.05％以上0.20％以下。
(Nb0.010～0.050％)Nb是利用板坯加熱時的固溶強化來提高鋼的強度及韌性的元素。Nb添加量雖然需要根據(jù)成品厚度和強度以及韌性平衡來決定，但是當(dāng)Nb添加量小于0.010％時，則事實上無法獲得這些效果。另一方面，當(dāng)Nb添加量超過0.050％時，則在板坯加熱時固溶就會不完全，并且成本上升。所以，在添加Nb的情況下，其含量最好限定為0.010％以上0.050％以下。除了所述元素以外，是Fe及不可避免的雜質(zhì)。
(鋼坯)本實施方式中，作為具有此種鋼組成的鋼坯，使用連續(xù)鑄造板坯。這是因為，與鑄錠—開坯板坯相比，連續(xù)鑄造板坯在制造效率、材料利用率及節(jié)省能量方面，相當(dāng)有利。但是，也可以與本實施方式不同，使用鑄錠—開坯板坯。
(板坯加熱)本實施方式中，將具有此種鋼組成的連續(xù)鑄造板坯加熱至1000℃以上1200℃以下。雖然為了確保鋼板的韌性，板坯加熱溫度越低越好，但是當(dāng)板坯加熱溫度低于1000℃時，所得的鋼板就有可能無法獲得API5LX56以下的所需的強度級別。另一方面，當(dāng)板坯加熱溫度超過1200℃時，奧氏體粒粗大化，有可能使鋼板的韌性變差。所以，本發(fā)明中，板坯加熱溫度限定為1000℃以上1200℃以下。
(熱軋、空冷)在將板坯加熱至此種溫度區(qū)域后，通過利用慣用的條件進行熱軋而制成所需的板厚，但是本實施方式中，在進行該熱軋時，在連續(xù)鑄造板坯的表面溫度為700～750℃的范圍內(nèi)進行最終精軋，其后，空冷至常溫。
這樣，在精軋時的鐵氧體—珠光體相變中，可以分別將作為板厚中心部的Mn濃度與平均Mn濃度之比的Mn偏析度控制為1.3以下，另外將作為板厚中心部的P濃度與平均P濃度之比的P偏析度控制為2.0以下。當(dāng)精軋時的連續(xù)鑄造板坯的表面溫度低于700℃時，在中心偏析部形成濃集了C、Mn、P的轉(zhuǎn)位密度高的貝氏體—馬氏體組織，而提高了氫引發(fā)破裂敏感性，另一方面，當(dāng)超過750℃時，就有可能無法獲得給定的鋼板強度。本實施方式中，在熱軋后，不進行水冷等加速冷卻，而通過空冷至常溫，就獲得所需的鋼板。
像這樣，就可以獲得具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，并根據(jù)需要具有Cr0.05～0.20％及Nb0.010～0.050％的至少一種，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼組成，作為板厚中心部的Mn濃度對平均Mn濃度的比值的Mn偏析度在1.3以下，作為板厚中心部的P濃度對平均P濃度的比值的P偏析度在2.0以下，板厚為16.0mm以下，并且強度級別在API5LX56以下的鋼板，即具有YS549N/mm2以上、TS696N/mm2以上的強度的鋼板。
該鋼板具有在熱軋后進行空冷而形成的組織，即具有由鐵氧體—珠光體—貝氏體構(gòu)成的復(fù)合組織。
該鋼板利用如下方面的協(xié)同作用，即，由于C含量在0.06％以下，因此由鋼板的精軋中伴隨珠光體相變而產(chǎn)生的C濃化引起的局部的硬度的上升被抑制，由于Mn含量在0.80％以上，因此屈服應(yīng)力充分；并且由于Mn含量在1.20％以下，因此精軋中難以形成由Mn的濃化引起的低溫相變硬化組織，由于P含量在0.020％以下，因此局部的硬度上升被抑制，另外，在熱軋的最終精軋時，通過將連續(xù)鑄造板坯的表面溫度設(shè)為700～750℃的范圍內(nèi)，可以將Mn偏析度1.3以下及P偏析度2.0以下一起實現(xiàn)，就具備優(yōu)良的耐氫引發(fā)破裂性。
另外，該鋼板利用C含量在0.04％以上、Si含量在0.40％以下、Mn含量在0.80％以上以及板坯加熱溫度在1000℃以上1200℃以下等的協(xié)同作用，就具備API5LX56以下的強度級別。
另外，該鋼板可以通過在熱軋后不進行水冷而空冷至常溫來獲得。由此，就不會有由壓延后的水冷造成的鋼板形狀的惡化。由此，可以防止由此種形狀惡化引起的生產(chǎn)性的降低。
(實施例1)另外，在參照實施例的同時，對本發(fā)明進行進一步具體的說明。在將具有表1所示的鋼組成的連續(xù)鑄造板坯加熱至1100℃后，使該連續(xù)鑄造板坯的表面溫度以760℃、750℃、740℃、720℃、710℃、700℃及680℃這7個水平變化，進行最終精軋，其后通過空冷至常溫，制造了板厚為15.0mm的薄壁鋼板。而且，總精軋的經(jīng)過次數(shù)為12次。
表1

此后，調(diào)查了最終精軋時的連續(xù)鑄造板坯的表面溫度對Mn及P的中心偏析度造成的影響。將結(jié)果集中表示在表2中。
表2

如表2所示，如果最終精軋時的連續(xù)鑄造板坯的表面溫度在700℃以上，則可以將Mn偏析度1.3以下及P偏析度2.0以下都實現(xiàn)。
(實施例2)在將具有表3所示的鋼組成的9種連續(xù)鑄造板坯A、B、C、A1、A2、A3、A4、A5及A6加熱至表4所示的板坯加熱溫度后，將該連續(xù)鑄造板坯的表面溫度作為表4所示的精加工溫度而進行最終精軋，其后通過空冷至常溫，制造相當(dāng)于X52的板厚為12.0mm或15.0mm的薄壁鋼板，從這些薄壁鋼板中獲得試樣No.1～試樣No.30。
表3

(注)*表示在本發(fā)明的范圍外。
表4

(注)*表示在本發(fā)明的范圍外。
對于這些試樣No.1～試樣No.30，評價了機械實驗性能(X52強度)及氫引發(fā)破裂性(NACE)。而且，所謂NACE是指在規(guī)定為TM0177-90Method A的pH約為3的環(huán)境中各試樣的氫引發(fā)破裂性的發(fā)生率的評價結(jié)果，將0％作為合格。將實驗結(jié)果集中表示在表4中。
表4中的試樣No.1、試樣No.3、試樣No.4、試樣No.7、試樣No.10、試樣No.13及試樣No.16都是滿足本發(fā)明的范圍的本發(fā)明例。它們都同時滿足X52強度(YS510N/mm2以上、TS647N/mm2以上)及氫引發(fā)破裂性(NACE)。另外，這些試樣No.1、試樣No.3、試樣No.4、試樣No.7、試樣No.10、試樣No.13及試樣No.16由于都是通過在熱軋后不進行水冷而空冷至常溫來獲得，因此未產(chǎn)生由壓延后的水冷造成的鋼板形狀的惡化。
與之相反，試樣No.2、試樣No.5、試樣No.8、試樣No.11、試樣No.14及試樣No.17由于精加工溫度都大于本發(fā)明的范圍，因此機械實驗性能(X52強度)不佳。
試樣No.6、試樣No.9、試樣No.12、試樣No.15及試樣No.18由于精加工溫度都低于本發(fā)明的范圍，因此氫引發(fā)破裂性(NACE)不佳。
由于試樣No.19及試樣No.20的C含量大于本發(fā)明的范圍，試樣No.21及試樣No.22的Si含量大于本發(fā)明的范圍，試樣No.23及試樣No.24的Mn含量大于本發(fā)明的范圍，試樣No.25及試樣No.26的P含量大于本發(fā)明的范圍，試樣No.27及試樣No.28的S含量及Ca含量都大于本發(fā)明的范圍，試樣No.29及試樣No.30的Ca含量大于本發(fā)明的范圍，因此氫引發(fā)破裂性(NACE)都不佳。這是因為，由于由過多的成分造成的硬化組織和Ca類的夾雜物的影響，產(chǎn)生了破裂。
(實施例3)在將具有與表3中的鋼種A類似的Cr或Nb的任意添加元素的、具有表5所示的鋼組成的3種連續(xù)鑄造板坯D、E及F加熱至表6所示的板坯加熱溫度后，將該連續(xù)鑄造板坯的表面溫度作為表6所示的精加工溫度而進行最終精軋，其后通過空冷至常溫，制造相當(dāng)于5LB的板厚為12.0mm或15.0mm的薄壁鋼板，由這些薄壁鋼板獲得試樣No.1～試樣No.18。
表5

表6

(注)*表示在本發(fā)明的范圍外。
對于這些試樣No.1～試樣No.18，評價了機械實驗性能(5LB強度)及氫引發(fā)破裂性(NACE)。將實驗結(jié)果集中表示在表6中。
表6的試樣No.1、試樣No.4、試樣No.7、試樣No.10、試樣No.13及試樣No.16都是滿足本發(fā)明的范圍的本發(fā)明例。它們都同時滿足5LB強度(YS343N/mm2以上、TS588N/mm2以上)及氫引發(fā)破裂性(NACE)。另外，這些試樣No.1、試樣No.4、試樣No.7、試樣No.10、試樣No.13及試樣No.16由于都是通過在熱軋后不進行水冷而空冷至常溫來獲得，因此未產(chǎn)生由壓延后的水冷造成的鋼板形狀的惡化。
與之相反，試樣No.2、試樣No.5、試樣No.8、試樣No.11、試樣No.14及試樣No.17由于精加工溫度都高于本發(fā)明的范圍，因此機械實驗性能(5LB強度)不佳。
另外，試樣No.3、試樣No.6、試樣No.9、試樣No.12、試樣No.15及試樣No.18由于精加工溫度都低于本發(fā)明的范圍，因此氫引發(fā)破裂性(NACE)不佳。
如上詳細說明所示，根據(jù)本發(fā)明，可以在熱軋后不進行水冷等加速冷卻的情況下廉價并且高效率地生產(chǎn)板厚在16.0mm以下并且強度級別在API5LX56以下的耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板。具有此種效果的本發(fā)明的意義極為顯著。
權(quán)利要求
1.一種耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板，其特征是，以重量％表示，具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼組成，作為板厚中心部的Mn濃度對平均Mn濃度的比值的Mn偏析度在1.3以下，作為板厚中心部的P濃度對平均P濃度的比值的P偏析度在2.0以下，板厚為16.0mm以下，并且強度級別在API5LX56以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板，其特征是，以重量％表示，還含有Cr0.05～0.20％及Nb0.010～0.050％的至少一種。
3.一種耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板的制造方法，其特征是，通過將具有權(quán)利要求1或權(quán)利要求2所述的鋼組成的鋼坯加熱至1000～1200℃后，在該鋼坯的表面溫度在700～750℃的范圍內(nèi)進行最終精軋，其后空冷至常溫，而制造板厚為16.0mm以下并且強度級別在API5LX56以下的薄壁鋼板。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板的制造方法，其特征是，所述鋼坯為連續(xù)鑄造板坯。
全文摘要
本發(fā)明提供耐氫引發(fā)破裂性優(yōu)良的薄壁鋼板及其制造方法，在將連續(xù)鑄造板坯加熱至1000～1200℃后，在其表面溫度在700～750℃的范圍內(nèi)進行最終精軋，其后空冷至常溫。這樣，就制造出具有C0.04～0.06％、Si0.10～0.40％、Mn0.80～1.20％、P0.020％以下、S0.002％以下、Ti0.005～0.030％、Al0.060％以下、Ca0.001～0.004％，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼組成，作為板厚中心部的Mn濃度對平均Mn濃度的比值的Mn偏析度在1.3以下，作為板厚中心部的P濃度對平均P濃度的比值的P偏析度在2.0以下，板厚為16.0mm以下，并且強度級別在API5LX56以下的薄壁鋼板。
文檔編號C21D9/46GK1924064SQ200510099018
公開日2007年3月7日 申請日期2005年8月31日 優(yōu)先權(quán)日2005年8月31日
發(fā)明者三浦充 申請人:住友金屬工業(yè)株式會社