專利名稱：管道鋼管用鋼板及鋼管的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及原油(crude oil)或天然氣(natural gas)等的輸送用管道鋼 管(lin印ipe for transportation)所使用的耐氫致開裂性(以下，稱為耐HIC性 (Anti-Hydrogen Induced Cracking))優(yōu)良的高強(qiáng)度管道鋼管用鋼板(high-strength steel plate for linepipe)以及使用該鋼板制造的管道鋼管用鋼管，特別涉及適用于要 求嚴(yán)格的耐HIC性能的管厚(pipethickness)20mm以上的管道鋼管的管道鋼管用鋼板及鋼 管。
背景技術(shù)：
通常，管道鋼管是將利用厚板軋機(jī)、熱軋機(jī)制造的鋼板通過U0E成型(U0E forming)、壓彎成型(press bend forming)及輥成型(roll forming)等成型為鋼管而 制造的。用于輸送含有硫化氫(hydrogen sulfide)的原油或天然氣的管道鋼管(以下， 有時稱為“耐酸管道鋼管(line pipe for sourgas service) ”)，除強(qiáng)度、韌性和焊接性 (weldability)之外，還需要耐氫致開裂性(耐HIC性)和耐應(yīng)力腐蝕開裂性(耐SCC性 (Anti-stressCorrosion Cracking) 胃白勺生(sour resistance)。 才才白勺fiUjf 裂(以下，稱為HIC)如下形成因腐蝕反應(yīng)(corrosion reaction)產(chǎn)生的氫離子吸附在鋼 材表面，以氫原子(atomic hydrogen)的形式侵入鋼內(nèi)部，擴(kuò)散到鋼中的MnS等非金屬夾雜 物(non-metal inclusion)、硬的第2相組織的周圍并蓄積，由于其內(nèi)壓而產(chǎn)生裂紋。以往，為了防止這種氫至開裂，提出了幾種方法。例如，日本特開昭54-110119號 公報中公開了通過降低鋼中的S含量并適量添加Ca、REM (rare-earth metal)等，抑制較長 地延展的MnS的生成，將形態(tài)(shape)改變?yōu)槲⒓?xì)分散的球狀的CaS夾雜物的技術(shù)。由此， 通過減小由硫化物類夾雜物產(chǎn)生的應(yīng)力集中(stress concentration)，抑制裂紋的產(chǎn)生和 傳播，改善耐HIC性。日本特開昭61-60866號公報、日本特開昭61-165207號公報中提出了通過偏析 (segregation)傾向高的元素(C、Mn及P等)的減少、因鋼坯加熱階段(slab heating process)的均熱處理(soaking heat treatment)引起的偏析的減少、以及在熱軋后進(jìn)行 加速冷卻(accelerated cooling)而使金屬組織成為貝氏體相的技術(shù)。由此，抑制成為中 心偏析部(centersegregation aria)的裂紋的起點(diǎn)的島狀馬氏體(M_A constituent)的 生成、以及成為裂紋的傳播路徑(propagation path)的馬氏體(martensite)等硬化組織 (hardened structure)的生成。另外，日本特開平5-255747號公報中提出了基于偏析系數(shù) (segregation coefficient)白勺碳當(dāng)量計算公式(carbonequivalent formula), iHMJ^Hj 了通過使碳當(dāng)量為固定值以下來抑制中心偏析部的裂紋的方法。而且，作為中心偏析部的裂紋的應(yīng)對方法，日本特開2002-363689號公報中提出 了將中心偏析部的Nb和Mn的偏析度(segregation degree)規(guī)定為固定值以下的方法，日 本特開2006-63351號公報中提出了分別規(guī)定成為HIC的起點(diǎn)的夾雜物的大小和中心偏析 部的硬度的方法。
但是近年來，耐酸管道鋼管中管厚為20mm以上的厚壁管(heavywall pipe)增加， 在這種厚壁管中，需要為了確保強(qiáng)度而增加合金元素的添加量。此時，即使通過如上所述 的現(xiàn)有技術(shù)的方法抑制MnS的生成從而改善了中心偏析部的組織，中心偏析部的硬度也上 升，以Nb碳氮化物(carbonitride)為起點(diǎn)發(fā)生HIC。來自Nb碳氮化物的裂紋，由于其裂紋 長度率(crack length rate)小，因此根據(jù)現(xiàn)有的耐HIC性能要求標(biāo)準(zhǔn)不特別成為問題，但 近年來，由于要求更高的耐HIC性能，因此也需要抑制以Nb碳氮化物為起點(diǎn)的HIC。如日本特開2006-63351號公報這樣使含有Nb的碳氮化物為5 u m以下這種非常 小的尺寸的方法，在抑制中心偏析部的HIC發(fā)生方面有效。但是，實(shí)際上，在鑄錠(ingot casting)或連鑄(continuous casting)時，在最終凝固部存在粗大的Nb碳氮化物結(jié)晶 (crystallize)的情況，對于與上述相比更加嚴(yán)格的耐HIC性能要求，為了抑制HIC的發(fā)生 以及以某種頻率下生成的Nb碳氮化物等為起點(diǎn)產(chǎn)生的裂紋的傳播，需要極為嚴(yán)格地管理 中心偏析部的材質(zhì)。作為管理中心偏析部的材質(zhì)的方法，可以列舉日本特開平5-255747號 公報提出的考慮了偏析系數(shù)的碳當(dāng)量計算公式。但是，由于在實(shí)驗(yàn)中通過利用電子探針顯 微分析儀(ElectronProbe Micro Analyzer)的分析求出偏析系數(shù)，只能求出例如光斑尺寸 (spot-size)為約10 ym的測定范圍內(nèi)的平均值，因此不能成為能夠嚴(yán)密地預(yù)測中心偏析 部的濃度的方法。因此，本發(fā)明的目的是解決如上所述的現(xiàn)有技術(shù)的問題，提供耐HIC性優(yōu)良的高 強(qiáng)度管道鋼管用鋼板，特別是具有即使對于管厚20mm以上的耐酸管道鋼管所要求的嚴(yán)格 的耐HIC性能也能夠充分應(yīng)對的優(yōu)良的耐HIC性的高強(qiáng)度耐酸管道鋼管用鋼板。而且，本發(fā)明的其他目的在于，提供使用了具有上述優(yōu)良的性能的高強(qiáng)度管道鋼 管用鋼板的管道鋼管用鋼管。并且，本發(fā)明的目標(biāo)鋼管均為APIX65以上(屈服應(yīng)力為65ksi以上、450MPa以上) 的鋼管，拉伸強(qiáng)度為535MPa以上的高強(qiáng)度鋼管。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明以下述內(nèi)容為主旨。1. 一種管道鋼管用鋼板，其特征在于，是如下所述的鋼以重量％計，含有C 0. 02 0. 06%, Si 0. 5% 以下、Mn 0. 8 1. 6%, P 0. 008% 以下、S 0. 0008% 以下、A1 0. 08% 以下、Nb 0. 005 0. 035%, Ti 0. 005 0. 025%及 Ca:0. 0005 0. 0035%，余量
由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，由下式表示的CP值為0. 95以下，Ceq值為0. 30以上，CP = 4. 46C(%)+2. 37Mn (% )/6+{1. 18Cr(%)+l. 95Mo(%)+l. 74V (% )}/5+{1. 74 Cu(% )+l. 7Ni(% ) j/15+22. 36P(% )，Ceq = C(% )+Mn(% )/6+{Cr(% )+Mo(% )+V(% )}/5+{Cu(% )+Ni(% )}/15。2.如上述1所述的管道鋼管用鋼板，其中，以重量％計，還含有Cu:0.5%以下、Ni 以下、Cr 0. 5%以下、Mo 0. 5%以下及V :0. 以下中的1種或2種以上。3.如上述1或2所述的管道鋼管用鋼板，其中，中心偏析部的硬度為HV250以下， 中心偏析部的Nb碳氮化物的長度為20 y m以下。4.如上述1 3中任一項(xiàng)所述的管道鋼管用鋼板，其中，所述鋼板的金屬組織具有
4以體積分?jǐn)?shù)計為75%以上的貝氏體相。5. 一種管道鋼管用鋼管，其通過將上述1 4中任一項(xiàng)所述的鋼板利用冷成型制 成管狀、再將其對接部縫焊制造。本發(fā)明的管道鋼管用鋼板及鋼管具有優(yōu)良的耐HIC性，特別是能夠充分應(yīng)對管厚 20mm以上的管道鋼管所要求的嚴(yán)格的耐HIC性能。


圖1是表示在中心偏析部生成MnS或Nb碳氮化物的鋼板的中心偏析部的硬度與 HIC試驗(yàn)中的裂紋面積率(crack area rate)的關(guān)系的圖。圖2是表示鋼板的CP值與HIC試驗(yàn)中的裂紋面積率的關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明人從裂紋的起點(diǎn)和中心偏析部的組織的觀點(diǎn)出發(fā)，詳細(xì)地調(diào)查了 HIC試驗(yàn) 中裂紋的產(chǎn)生及其傳播情況，結(jié)果得到了以下的見解。首先，為了抑制中心偏析部的裂紋，中心偏析部的材質(zhì)需要與成為起點(diǎn)的夾雜物 的種類相對應(yīng)。圖1表示使用在中心偏析部生成MnS或Nb碳氮化物的鋼板進(jìn)行HIC試驗(yàn) (試驗(yàn)方法與后述實(shí)施例相同)的結(jié)果的一例。根據(jù)上述內(nèi)容可知，在中心偏析部存在MnS 的情況下，即使是低硬度裂紋面積率也上升，因此抑制MnS的生成極為重要。但是，即使能 夠抑制MnS的生成，在存在Nb碳氮化物的情況下，若中心偏析部的硬度超過某種水平(這 里為維氏硬度(Vickers hardness) HV250)，則在HIC試驗(yàn)中仍產(chǎn)生裂紋。為了解決上述問題，需要精確地控制鋼板的化學(xué)成分而使中心偏析部的硬度達(dá)到 預(yù)定水平以下(優(yōu)選為HV250以下)。本發(fā)明人在熱力學(xué)上(thermodynamically)分析 中心偏析部的化學(xué)成分的富集情況(incrassate behavior)，導(dǎo)出每種合金元素的偏析系 數(shù)。該偏析系數(shù)的導(dǎo)出根據(jù)以下的步驟進(jìn)行。首先，在鑄造時的最終凝固部生成因凝固收 縮(solidification shrinkage)或鼓肚(bulging)而產(chǎn)生的空隙(void)，周圍的富集的 鋼水(molten steel)流入該部分，形成成分富集的點(diǎn)狀偏析。接著，由于富集的點(diǎn)狀偏析 (segregation spot)凝固的過程基于熱力學(xué)的平衡分配系數(shù)(equilibrium distribution coefficient)發(fā)生在凝固邊界(solidification boundary)的成分變化，因此能夠求出最 終形成的偏析部的濃度。使用通過如上的熱力學(xué)分析求得的偏析系數(shù)，得到與下式所表示 的中心偏析部的碳當(dāng)量計算公式對應(yīng)的CP值。而且發(fā)現(xiàn)，通過使該CP值為固定值以下，能 夠?qū)⒅行钠霾康挠捕纫种圃诋a(chǎn)生裂紋的極限硬度以下。圖2表示下式所表示的CP值與 HIC試驗(yàn)(試驗(yàn)方法與后述實(shí)施例相同)中的裂紋面積率的關(guān)系。由此可知，若CP值增高 則裂紋面積率急劇上升，但能夠通過將CP值抑制在固定值以下來降低由HIC引起的裂紋。CP = 4. 46C(%)+2. 37Mn (% )/6+{1. 18Cr(%)+l. 95Mo(%)+l. 74V (% )}/5+{1. 74 Cu(% )+l. 7Ni(% ) j/15+22. 36P(% )而且，通過將成為HIC試驗(yàn)中裂紋產(chǎn)生起點(diǎn)的Nb碳氮化物的大小抑制在固定值以 下、進(jìn)而使金屬組織成為微細(xì)的貝氏體主體的組織來抑制裂紋的傳播，由此能夠與上述對 策相輔而穩(wěn)定地得到更優(yōu)良的耐HIC性能。以下對本發(fā)明的管道鋼管用鋼板進(jìn)行詳細(xì)說明。
首先，說明本發(fā)明的化學(xué)成分的限定理由。并且，成分量的％全部為“重量％ ”。
C :0. 02 0. 06%C是用于提高通過加速冷卻制造的鋼板的強(qiáng)度的最有效的元素。但是，若C量小于 0. 02%則不能確保足夠的強(qiáng)度，另一方面，若超過0. 06%則韌性及耐HIC性變差。因此使C 量為 0. 02 0. 06%。.Si:。. 5% 以下雖然Si是為了脫氧而添加的，但是若Si量超過0. 5 %則韌性、焊接性 (weldability)變差。因此使Si量為0. 5%以下。而且，從上述觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選Si量為 0. 3%以下。U. 8 1.6%雖然Mn是為了提高鋼的強(qiáng)度和韌性而添加的，但是若Mn量小于0.8%則其效果不 充分，若超過1.6%則焊接性和耐HIC性變差。因此，使Mn量在0.8 1.6%的范圍內(nèi)。而 且，從上述觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選Mn量為0.8 1.3%。.P:。. 008% 以下P是不可避免的雜質(zhì)元素，由于使中心偏析部的硬度上升而使耐HIC性變差。該傾 向在其含量超過0.008%時變得顯著。因此，使P量為0.008%以下。而且，從上述觀點(diǎn)出 發(fā)，更優(yōu)選的P量為0. 006%以下。.S:。. 0008% 以下S在鋼中通常形成MnS類的夾雜物，但可以通過添加Ca進(jìn)行由MnS類轉(zhuǎn)化為CaS 類夾雜物的形態(tài)控制。但是，若S量多則CaS類夾雜物的量也增多，在高強(qiáng)度材料中成為裂 紋的起點(diǎn)。該傾向在S量超過0.0008%時變得顯著。因此，使S量為0.0008%以下。 Al:0.08% 以下雖然A1作為脫氧劑而添加，但是若A1量超過0. 08%則潔凈度降低，因而延展性變 差。因此，使A1量為0.08%以下。進(jìn)一步優(yōu)選為0.06%以下。
Nb :0. 005 0. 035%Nb是抑制軋制時的晶粒生長、通過細(xì)?；鬼g性提高、并且使淬透性提高而提高 加速冷卻后的強(qiáng)度的元素。但是，若Nb量小于0. 005%則其效果不充分，另一方面，若超過 0.035%則不僅焊接熱影響部(weldedheat affected zone)的韌性變差，而且導(dǎo)致粗大的 Nb碳氮化物的生成，耐HIC性能變差。特別是鑄造過程中的最終凝固部由于合金元素富集、 而且冷卻速度慢，因而Nb碳氮化物容易在中心偏析部結(jié)晶。該Nb碳氮化物在軋制成鋼板 后仍殘留，在HIC試驗(yàn)中產(chǎn)生以Nb碳氮化物為起點(diǎn)的裂紋。中心偏析部的Nb碳氮化物的 大小受到Nb添加量的影響，通過將Nb添加量的上限設(shè)為0. 035%以下，能使Nb碳氮化物的 大小達(dá)到20 iim以下。因此，使Nb量為0.005 0.035%。而且，從上述觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選 的 Nb 量為 0. 010 0. 030%。
Ti :0. 005 0. 025%Ti不僅形成TiN而抑制鋼坯加熱時的晶粒生長(grain growth)，而且抑制焊接 熱影響部的晶粒生長，通過母材及焊接熱影響部的細(xì)?；鬼g性提高。但是，若Ti量小于 0. 005%則其效果不充分，另一方面，若超過0. 025%則韌性變差。因此，使Ti量為0. 005 0. 025 %。而且，從上述觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選的Ti量為0. 005 0. 018 %。
Ca :0. 0005 0. 0035%Ca抑制硫化物類夾雜物的形態(tài)，是對延展性的改善和耐HIC性能的提高有效的元 素，但是若Ca量小于0. 0005%則其效果不充分，另一方面，若添加超過0. 0035%則效果飽 和，反而由于潔凈度的降低使韌性變差，并且鋼中的Ca類氧化物量增加，以它們?yōu)槠瘘c(diǎn)產(chǎn) 生裂紋，結(jié)果是耐HIC性能也變差。因此，使Ca量為0.0005 0.0035%。而且，從上述的 觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選的Ca量為0. 0010 0. 0030%。本發(fā)明的鋼板還可以在如下范圍內(nèi)含有選自Cu、Ni、Cr、Mo及V中的1種或2種 以上。 Cu:0. 5% 以下Cu是對韌性的改善和強(qiáng)度的提高有效的元素，為了得到該效果，優(yōu)選其含量為 0.02%以上。Cu量若超過0.5%則焊接性變差。因此，在添加Cu時使其為0.5%以下。而 且，從上述的觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選的Cu量為0. 3%以下。以下M是對韌性的改善和強(qiáng)度的提高有效的元素，為了得到該效果，優(yōu)選其含量為 0.02%以上。Ni量若超過1.0%則焊接性變差。因此，在添加Ni時使其為1.0%以下。而 且，從上述的觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選的Ni量為0. 5%以下。 &:(). 5% 以下Cr是通過提高淬透性(hardenability)而對強(qiáng)度的提高有效的元素，為了得到該 效果，優(yōu)選其含量為0.02%以上。Cr量若超過0.5%則焊接性變差。因此，在添加Cr時使 其為0. 5%以下。而且，從上述的觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選的Cr量為0. 3%以下。.Mo:。. 5% 以下Mo是對韌性的改善和強(qiáng)度的提高有效的元素，為了得到該效果，優(yōu)選其含量為 0.02%以上。Mo量若超過0.5%則焊接性變差。因此，在添加Mo時使其為0.5%以下。而 且，從上述的觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選的Mo量為0. 3%以下。 V^.IX 以下V是不使韌性變差地提高強(qiáng)度的元素，為了得到該效果，優(yōu)選其含量為0. 01%以 上。V量若超過0. 則焊接性顯著受損。因此，在添加V時使其為0. 以下。而且，從上 述的觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選的V量為0. 05%以下。并且，本發(fā)明的鋼板的余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。在本發(fā)明中，還規(guī)定了由下式表示的CP值和Ceq值。*CP 值0.95 以下CP = 4. 46C(%)+2. 37Mn (% )/6+{1. 18Cr(%)+l. 95Mo(%)+l. 74V (% )}/5+{1. 74 Cu(% )+l. 7Ni(% ) j/15+22. 36P(% )這里，C(%),Mn(% ),Cr(% ),Mo(% ),V(% ),Cu(% ),Ni(% )和 )分別 為元素的含量。涉及CP值的上述式，是為了由各合金元素的含量推斷中心偏析部的材質(zhì)而設(shè)計 的公式，CP值越高中心偏析部的濃度越高，中心偏析部的硬度提高。如圖2所示，通過使該 CP值為0. 95以下，能夠充分減小中心偏析部的硬度(優(yōu)選HV250以下)，從而能夠抑制HIC 試驗(yàn)中的裂紋。因此，使CP值為0.95以下。而且，由于CP值越低中心偏析部的硬度越低，因此在需要更高的耐HIC性能的情況下，優(yōu)選使CP值為0.92以下。另外，CP值越低中心偏 析部的硬度越低，HIC性能提高，因此CP值的下限沒有特別規(guī)定，但為了得到適宜的強(qiáng)度， 優(yōu)選使CP值為0.60以上。
Ceq 值() 30 以上Ceq = C(% )+Mn(% )/6+{Cr(% )+Mo(% )+V(% )}/5+{Cu(% )+Ni(% )}/15Ceq為鋼的碳當(dāng)量(carbon equivalent)，而且是淬透性指數(shù)(hardenability index)，Ceq值越高鋼材的強(qiáng)度越高。本發(fā)明特別是以提高管厚為20mm以上的厚壁管的耐酸管道鋼管的HIC性能為目 的，為了使厚壁管得到充分的強(qiáng)度而需要Ceq值為0. 30以上。因此使Ceq值為0. 30以上。 Ceq值越高越能得到高強(qiáng)度，還能制造壁更厚的鋼管，但是若合金元素濃度過高則中心偏析 部的硬度也提高，耐HIC性能變差，因此優(yōu)選將Ceq的上限設(shè)為0. 42%。而且，本發(fā)明的鋼板及鋼管，優(yōu)選中心偏析部的硬度和成為HIC起點(diǎn)的Nb碳氮化 物的大小滿足如下的條件。 中心偏析部的硬度維氏硬度HV250以下如之前所述，HIC的裂紋成長的機(jī)制是氫在鋼中的夾雜物等的周圍聚集而產(chǎn)生裂 紋，裂紋傳播到夾雜物周圍因而成長為大的裂紋。此時，中心偏析部是裂紋最容易產(chǎn)生和傳 播的部位，中心偏析部的硬度越大，越容易產(chǎn)生裂紋。中心偏析部的硬度為HV250以下時， 即使中心偏析部殘留有微小的Nb碳氮化物，裂紋的傳播也難以發(fā)生，因而能夠抑制HIC試 驗(yàn)中的裂紋面積率。但是，若中心偏析部的硬度超過HV250，則裂紋變得容易傳播，特別是由 Nb碳氮化物產(chǎn)生的裂紋變得容易傳播。因此優(yōu)選使中心偏析部的硬度為HV250以下。而 且，要求更加嚴(yán)格的HIC性能時，需要進(jìn)一步降低中心偏析部的硬度，此時優(yōu)選使中心偏析 部的硬度為HV230以下。 中心偏析部的Nb碳氮化物的長度20 ii m以下在中心偏析部生成的Nb碳氮化物，在HIC試驗(yàn)中成為氫的聚集部位，并以其為起 點(diǎn)產(chǎn)生裂紋。此時，Nb碳氮化物的大小越大，裂紋越容易傳播，即使中心偏析部的硬度為 HV250以下裂紋也會傳播。而且，若Nb碳氮化物的長度為20 ym以下，則能夠通過使中心偏 析部的硬度為HV250以下來抑制裂紋的傳播。因此使Nb碳氮化物的長度為20 y m以下，優(yōu) 選為10 y m以下。這里，Nb碳氮化物的長度設(shè)為該粒子的最大長度。本發(fā)明特別適合板厚為20mm以上的耐酸管道鋼管用鋼板。這是因?yàn)?，通常板?(管厚)小于20mm時，由于合金成分的添加量少，因此也能夠降低中心偏析部的硬度，容易 得到良好的耐HIC性能。而且，鋼板的壁越厚越需要添加合金元素，降低中心偏析部的硬度 變得困難，因此特別是在板厚超過25mm的厚壁鋼板中，能夠進(jìn)一步發(fā)揮該效果。并且，本發(fā)明的目標(biāo)鋼管均為APIX65以上(屈服應(yīng)力為65ksi以上、450MPa以上) 的鋼管、拉伸強(qiáng)度為535MPa以上的高強(qiáng)度鋼管。而且，期望本發(fā)明的鋼板(及鋼管)的金屬組織的貝氏體相的體積分?jǐn)?shù)為75%以 上，優(yōu)選為90%以上。貝氏體相是強(qiáng)度、韌性優(yōu)良的金屬組織，通過使其體積分?jǐn)?shù)為75%以 上，能夠抑制裂紋的傳播，在維持高強(qiáng)度的同時得到高的耐HIC性能。另一方面，貝氏體相 的體積分?jǐn)?shù)低的金屬組織，若成為例如鐵素體、珠光體、MA(島狀馬氏體)或馬氏體等金屬 相和貝氏體相的混合組織，則會促進(jìn)相界面處的裂紋的傳播，耐HIC性能降低。若除貝氏體相以外的金屬相(鐵素體、珠光體及馬氏體等)的體積分?jǐn)?shù)小于25%，則耐HIC性能的降低 較小，因此優(yōu)選貝氏體相的體積分?jǐn)?shù)為75%以上，從同樣的觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選貝氏體相的體 積分?jǐn)?shù)為90%以上。本發(fā)明的鋼板，通過規(guī)定上述化學(xué)成分和中心偏析部的硬度及Nb碳氮化物的大 小，以及通過使金屬組織成為貝氏體主體的組織，能夠使厚壁管也得到優(yōu)良的耐HIC性能， 因此基本上通過與現(xiàn)有方法相同的制造方法制造即可。但是，除了耐HIC性能，為了得到最 佳的強(qiáng)度和韌性，優(yōu)選在如下所示的條件下制造。 鋼坯加熱溫度(slab heating temperature) 1000 1200°C熱軋(hot rolling)鋼坯時的鋼坯加熱溫度，低于1000°C時不能得到充分的強(qiáng) 度，另一方面，若高于1200°C，則韌性、DWTT特性(落錘撕裂試驗(yàn)特性，Drop Weight Tear Test property)變差。因此，優(yōu)選使鋼坯加熱溫度為1000 1200°C。在熱軋工序(hot rolling process)中，為了得到高的母材韌性，軋制結(jié)束溫 度(hot rolling finish temperature)越低越好，但另一方面，由于軋制效率(rolling efficiency)降低，因此考慮必要的母材韌性和軋制效率而將軋制結(jié)束溫度設(shè)定在適當(dāng)?shù)?溫度。而且，為了得到高的母材韌性，優(yōu)選使未再結(jié)晶溫度范圍(non-recrystallization temperature zone)內(nèi)的軋制率為60%以上。優(yōu)選熱軋后在以下的條件下實(shí)施加速冷卻。 加速冷卻開始時的鋼板溫度(Ar3_10°C )以上這里，Ar3相變點(diǎn)溫度是根據(jù)鋼的成分，通過Ar3(°C ) = 910-310C (% )-80Mn (% ) -20Cu(% )-15Cr(% )-55Ni(% )-80Mo(% )而得到的。若加速冷卻開始時的鋼板溫度低，則加速冷卻前鐵素體生成量增多，特別是若從 Ar3相變點(diǎn)開始的溫度降低超過10°C則耐HIC性變差。而且，鋼板的金屬組織也變得不能 確保足夠的體積分?jǐn)?shù)的貝氏體相(優(yōu)選為75%以上)。因此，優(yōu)選使加速冷卻開始時的鋼 板溫度為(Ar3-10°C )以上。 加速冷卻的冷卻速度5°C /秒以上為了穩(wěn)定地得到足夠的強(qiáng)度，優(yōu)選使加速冷卻的冷卻速度為5°C /秒以上。 加速冷卻停止時的鋼板溫度250 600°C加速冷卻是為了通過貝氏體相變而得到高強(qiáng)度的重要的工序。但是，若加速冷卻 的冷卻停止時的鋼板溫度高于600°C，則貝氏體相變不完全，不能得到充分的強(qiáng)度。而且，若 加速冷卻的冷卻停止時的鋼板溫度低于250°C，則生成MA (島狀馬氏體)等硬質(zhì)組織，不僅 耐HIC性能容易變差，而且鋼板表層部的硬度過度增高，而且，鋼板上容易產(chǎn)生應(yīng)變從而成 形性變差。因此，使加速冷卻時的冷卻停止時的鋼板溫度為250 600°C。并且，上述的鋼板溫度，在鋼板的板厚方向上存在溫度分布的情況下為板厚方向 上的平均溫度，而在板厚方向上的溫度分布較小的情況下，也可以將鋼板表面的溫度作為 鋼板溫度。而且，雖然剛加速冷卻后鋼板表面和內(nèi)部存在溫差，但該溫差不久就會由于熱傳 導(dǎo)而消除，在板厚方向上形成均勻的溫度分布，因此也可以基于這種均熱化后的鋼板表面 溫度求出加速冷卻的冷卻停止時的鋼板溫度。加速冷卻后可以直接通過空冷使鋼板冷卻，但也可以以鋼板內(nèi)部材質(zhì)的均勻化為 目的在氣體燃燒爐或感應(yīng)加熱爐等中進(jìn)行再加熱。
接著，對本發(fā)明的管道鋼管用鋼管進(jìn)行說明，該管道鋼管用鋼管通過將如上所述 的本發(fā)明的鋼板利用冷成型(cold forming)制成管狀、再將其對接部縫焊(seam welding) 制造。冷成型的方法可以為任意方法，但通常通過U0E工藝或壓彎等成型為管狀。對接 部的縫焊，只要能夠得到足夠的接縫強(qiáng)度和接縫韌性則無論哪種焊接法均可，但從焊接品 質(zhì)和制造效率的觀點(diǎn)出發(fā)，特別優(yōu)選埋弧焊。在進(jìn)行了對接部的縫焊后，為了除去焊接殘留 應(yīng)力和提高鋼管圓度，進(jìn)行擴(kuò)管加工。以得到預(yù)定的鋼管圓度、除去殘留應(yīng)力為條件，優(yōu)選 此時的擴(kuò)管率為0.5 1.5%。實(shí)施例利用連鑄法將表1所示化學(xué)成分的鋼(鋼種A V)制成鋼坯，使用上述鋼坯制造 板厚為25. 4mm及33mm的厚鋼板。利用熱軋軋制加熱后的鋼坯，然后實(shí)施加速冷卻，得到預(yù)定的強(qiáng)度。設(shè)此時的鋼坯 加熱溫度為1050°C、軋制結(jié)束溫度為840 800°C、加速冷卻的開始溫度為800 760°C。加 速冷卻的停止溫度設(shè)為450 550°C。得到的鋼板的強(qiáng)度均滿足APIX65，拉伸強(qiáng)度為570 630MPa。關(guān)于鋼板的拉伸特性，以軋制垂直方向的總厚度試驗(yàn)片作為拉伸試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸 試驗(yàn)，測定拉伸強(qiáng)度。對于這些鋼板，從多個位置各裁取6 9個HIC試驗(yàn)片，研究耐HIC特性。將試驗(yàn) 片浸漬在PH約為3的使硫化氫飽和后的5% NaCl+0. 5% CH3C00H水溶液(通常的NACE溶 液)中96小時后，利用超聲波探傷(ultrasonic flaw detection)調(diào)查試驗(yàn)片整個表面有 無裂紋，通過裂紋面積率(CAR:CraCk area rate)評價耐HIC特性。這里，將各鋼板的6 9個試驗(yàn)片中裂紋面積率最大的數(shù)值作為代表該鋼板的裂紋面積率，將裂紋面積率為6% 以下設(shè)為合格。中心偏析部的硬度，將從鋼板上裁取的多個樣品的板厚方向截面研磨后，進(jìn)行輕 微地蝕刻，通過載荷50g的維氏硬度計(Vickers hardnessmeter)測定能夠看到偏析線 (segregation line)的部分，將其最大值設(shè)為中心偏析部的硬度。通過電子顯微鏡(electron microscope)觀察HIC試驗(yàn)中產(chǎn)生了裂紋的部分的斷 面，將斷面(fracture surface)上Nb碳氮化物粒子的最大長度設(shè)為中心偏析部的Nb碳氮 化物的長度。另外，HIC試驗(yàn)中沒有產(chǎn)生裂紋時，將HIC試驗(yàn)片的多個截面研磨后進(jìn)行輕微 地蝕刻，對能看到偏析線的部分進(jìn)行利用EPMA(電子探針顯微分析儀)的Nb的元素映象 (elemental mapping)而識別Nb碳氮化物，并將該粒子的最大長度作為Nb碳氮化物的長 度。對于金屬組織，通過光學(xué)顯微鏡觀察板厚中央部及t/4位置，根據(jù)拍攝的照片利用圖像 處理測定貝氏體相的面積分?jǐn)?shù)，并將3 5個視野的貝氏體面積分?jǐn)?shù)的平均值作為體積分 數(shù)。將以上的試驗(yàn)及測定結(jié)果示于表2。在表1及表2中，作為本發(fā)明例的鋼板(鋼種)No.A K及U、V的由HIC試驗(yàn)得 出的裂紋面積率均小、耐HIC性均非常良好。與此相對，作為比較例的鋼板(鋼種)L 0，CP值超過0.95因而中心偏析部的硬 度大，而且HIC試驗(yàn)中顯示出高的裂紋面積率，耐HIC性差。而且，作為比較例的鋼板(鋼 種)P、Q，Mn量或S量高于本發(fā)明的范圍，因而在中心偏析部生成MnS，產(chǎn)生以MnS為起點(diǎn)的
10裂紋，結(jié)果是耐HIC性差。而且，作為比較例的鋼板(鋼種)R，Nb量高于本發(fā)明的范圍，因 而在中心偏析部生成粗大的Nb碳氮化物，即使CP值在本發(fā)明的范圍內(nèi)耐HIC性也差。作 為比較例的鋼板(鋼種)S,沒有添加Ca，不存在由Ca產(chǎn)生的硫化物類夾雜物的形態(tài)控制， 因而耐HIC性差。作為比較例的鋼板(鋼種)T，Ca量高于本發(fā)明的范圍，因而鋼中的Ca類 氧化物量增加，并以它們?yōu)槠瘘c(diǎn)產(chǎn)生裂紋，結(jié)果是耐HIC性差。使用表2所示鋼板的一部分制造鋼管。即，利用U0E工藝將鋼板冷成型而制成管 狀，將其對接部進(jìn)行內(nèi)外表面各1層的埋弧焊(submerged arc welding)(縫焊)后，實(shí)施 以鋼管的圓周變化計為的擴(kuò)管加工，制造外徑(external diameter)為711mm的鋼管。對所制造的鋼管進(jìn)行與上述鋼板相同的HIC試驗(yàn)。將其結(jié)果示于表3。并且，將 一個試驗(yàn)片在長度方向切割為4等份，觀察其截面，通過裂紋長度率(CLR(crack length rate))(裂紋長度的總和/試驗(yàn)片的寬度(20mm)的平均值)評價耐HIC性能。在表3中，No. 1 10及18、19為本發(fā)明的鋼管，其在HIC試驗(yàn)中的裂紋長度率為 10%以下，耐HIC性能優(yōu)良。另一方面，No. 11 17的比較例的鋼管的耐HIC性均較差。產(chǎn)業(yè)上的利用可能性如上所述，根據(jù)本發(fā)明，板厚為20mm以上的厚壁管具有非常優(yōu)良的耐HIC性能，能 夠應(yīng)用于近年來耐HIC性能要求更嚴(yán)格的管道鋼管。而且，本發(fā)明應(yīng)用于板厚20mm以上的厚壁鋼板時能夠得到效果，但壁越厚越需要 添加合金元素，降低中心偏析部的硬度變得困難，因此在超過25mm的厚壁鋼板中更能發(fā)揮 其效果。
表權(quán)利要求
一種管道鋼管用鋼板，其特征在于，是如下所述的鋼以重量％計，含有C0.02～0.06％、Si0.5％以下、Mn0.8～1.6％、P0.008％以下、S0.0008％以下、Al0.08％以下、Nb0.005～0.035％、Ti0.005～0.025％及Ca0.0005～0.0035％，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且，由下式表示的CP值為0.95以下，Ceq值為0.30以上，CP＝4.46C(％)+2.37Mn(％)/6+{1.18Cr(％)+1.95Mo(％)+1.74V(％)}/5+{1.74Cu(％)+1.7Ni(％)}/15+22.36P(％)，Ceq＝C(％)+Mn(％)/6+{Cr(％)+Mo(％)+V(％)}/5+{Cu(％)+Ni(％)}/15。
2.如權(quán)利要求1所述的管道鋼管用鋼板，其中，以重量％計，還含有Cu:0. 5%以下、Ni 以下、Cr 0. 5%以下、Mo 0. 5%以下及V :0. 以下中的1種或2種以上。
3.如權(quán)利要求1或2所述的管道鋼管用鋼板，其中，中心偏析部的硬度為HV250以下， 中心偏析部的Nb碳氮化物的長度為20 μ m以下。
4.如權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的管道鋼管用鋼板，其中，所述鋼板的金屬組織具有 以體積分?jǐn)?shù)計為75%以上的貝氏體相。
5.一種管道鋼管用鋼管，其通過將權(quán)利要求1 4中任一項(xiàng)所述的鋼板利用冷成型制 成管狀、再將其對接部縫焊制造。
全文摘要
本發(fā)明提供具有能夠應(yīng)對管厚20mm以上的耐酸管道鋼管所要求的嚴(yán)格的耐HIC性能的優(yōu)良的耐HIC性的高強(qiáng)度耐酸管道鋼管用鋼及鋼管。具體而言，以重量％計，含有C0.02～0.06％、Si0.5％以下、Mn0.8～1.6％、P0.008％以下、S0.0008％以下、Al0.08％以下、Nb0.005～0.035％、Ti0.005～0.025％及Ca0.0005～0.0035％，而且根據(jù)需要含有Cu0.5％以下、Ni1％以下、Cr0.5％以下、Mo0.5％以下及V0.1％以下中的1種或2種以上，由CP＝4.46C(％)+2.37Mn(％)/6+{1.18Cr(％)+1.95Mo(％)+1.74V(％)}/5+{1.74Cu(％)+1.7Ni(％)}/15+22.36P(％)表示的CP值為0.95以下，由Ceq＝C(％)+Mn(％)/6+{Cr(％)+Mo(％)+V(％)}/5+{Cu(％)+Ni(％)}/15表示的Ceq值為0.30以上。
文檔編號C22C38/14GK101855378SQ20088011529
公開日2010年10月6日 申請日期2008年11月7日 優(yōu)先權(quán)日2007年11月7日
發(fā)明者松島朋裕, 柿原真一, 淡路谷浩, 石川信行, 辻章嘉, 鈴木真, 鹿內(nèi)伸夫 申請人:杰富意鋼鐵株式會社