專利名稱：低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板及高強(qiáng)度管線管用鋼管的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及最適合用于輸送石油、天然氣等的管線管等用途的、低溫韌性優(yōu)良的管線管用鋼板及管線管用鋼管。
背景技術(shù)：
近年來，作為原油及天然氣的長距離輸送方法，管線的重要性愈發(fā)重要。現(xiàn)在，作為長距離輸送用的管線管，以美國石油協(xié)會(API)規(guī)格)(65為設(shè)計(jì)的基本，實(shí)際使用量也為壓倒性地多?？墒牵瑸榱?1)提高利用高壓化的輸送效率及( 提高由管線管的外徑及重量的減低帶來的現(xiàn)場施工效率，一直期望更高強(qiáng)度的管線管。目前到X80(抗拉強(qiáng)度為 620MPa以上)為止的管線管已實(shí)用化，但對更高強(qiáng)度的管線管的需求增強(qiáng)?，F(xiàn)在，關(guān)于高強(qiáng)度管線管制造法的研究，報(bào)告了 X80管線管的制造技術(shù)(非專利文獻(xiàn)1及2) ,XlOO (抗拉強(qiáng)度760MPa以上)管線管的制造技術(shù)以及X120管線管的制造技術(shù)(專利文獻(xiàn)1及2)?？墒牵绱说母邚?qiáng)度管線管也要求脆性斷裂裂紋傳播停止特性及高速延性斷裂裂紋傳播停止特性，如果不解決與此有關(guān)的課題，即使能夠制造鋼板及鋼管，也不可能作為管線管而實(shí)用化。關(guān)于脆性斷裂裂紋傳播停止特性，特別是即使從連接管線管的圓周焊接部發(fā)生脆性斷裂，也必須使脆性斷裂停止。脆性斷裂的傳播速度為350m/s以上，脆性斷裂有從IOOm 到幾km的長距離斷裂的可能性，由于由此而假想的損害的嚴(yán)重性，一直在受到重視。作為評價(jià)該脆性斷裂裂紋傳播停止特性的小型試驗(yàn)，在DWTT (Drop Weight Tear Test 落錘撕裂試驗(yàn))中，要求在規(guī)格溫度下具有85%以上的延性斷口率。另一方面，高速延性斷裂裂紋傳播停止特性是在鋼管的管軸方向上延性斷裂以 100m/s以上的高速進(jìn)行長距離傳播的現(xiàn)象。關(guān)于該高速延性斷裂，也有從IOOm到幾km的長距離斷裂的可能性，由于由此而假想的損害的嚴(yán)重性而一直受到重視。認(rèn)為該高速延性斷裂與鋼管的夏比沖擊試樣吸收能相關(guān)，可通過確保夏比沖擊試樣吸收能來防止。但是，這些防止基準(zhǔn)是對70ksi ( = 490MPa)以下的強(qiáng)度水平的鋼管而確立的，在近年開發(fā)的具有80ksi ( = 560MPa)以上的抗拉強(qiáng)度的鋼板中，采用上述參數(shù)可能還不夠。 預(yù)測該具有SOksi以上的鋼板的高速延性斷裂裂紋傳播停止特性的方法還沒有確立。與此相對應(yīng)，對于高強(qiáng)度管線管，提出了由DWTT形成的斷裂的傳播能量、裂紋開口角度(CTOA)、 或由以預(yù)裂紋一度發(fā)生延性斷裂后的DWTT形成的傳播能量與高速延性斷裂裂紋傳播停止特性對應(yīng)的思路。要提高該DWTT的脆性裂紋傳播停止特性及延性裂紋傳播停止特性，需要使延性-脆性轉(zhuǎn)變溫度在規(guī)格溫度以下。要降低延性-脆性轉(zhuǎn)變溫度，即提高低溫韌性，有必要使晶粒粒徑微細(xì)化。作為高強(qiáng)度管線管的顯微組織，為貝氏體+馬氏體主體的組織。作為使貝氏體+馬氏體主體的組織中的晶粒微細(xì)化的方法，已知有使渣餅(pancake)厚度細(xì)化的方法。但是，渣餅厚度細(xì)化具有界限。而且，在是貝氏體+馬氏體主體的組織的情況下，已知{100}集積在以軋制方向?yàn)檩S并向軋制面傾斜40°的面(以下稱為40°面)上。{100} 是鐵的解理面，如果存在中心偏析等脆化部，則從該脆化部開始發(fā)生脆性斷裂，脆性斷裂一口氣地傳播到集積有{100}的40°面，難以向延性斷裂轉(zhuǎn)移。以上是貝氏體+馬氏體主體的組織中的DWTT延性及脆性斷裂溫度不向低溫側(cè)移動的大課題。因此，形成從貝氏體+馬氏體主體的組織中生成鐵素體的多相組織，創(chuàng)造不使{100}集積在40°面的組織，即使在存在中心偏析等的情況下，也可立刻進(jìn)行抑制脆性斷裂的組織控制(專利文獻(xiàn)幻。在創(chuàng)造如此的鐵素體的情況下，越達(dá)到高強(qiáng)度越限制鐵素體量。如果限制鐵素體量，則不能抑制在 40°面的{100}的集積，因而脆性裂紋容易在該面?zhèn)鞑鞑?。此外，使鐵素體均勻地分散在鋼管整體中也是課題?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1 日本國際公開96/023083號說明書專利文獻(xiàn)2 日本國際公開96/023909號說明書專利文獻(xiàn)3 日本特開2008-013800號公報(bào)非專利文獻(xiàn)非專利文獻(xiàn)1 =NKK 技報(bào) No. 138(1992)，pp24_31非專利文獻(xiàn) 2:The 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering (1988), Volume V，ppl79_18
發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的問題以往，作為使貝氏體+馬氏體主體的組織中的結(jié)晶粒微細(xì)化的方法，已知有使渣餅厚度細(xì)化的方法，但鑄坯的厚度具有上限，因而渣餅厚度細(xì)化也具有界限。而且，在是貝氏體+馬氏體主體的組織的情況下，已知{100}集積在以軋制方向?yàn)檩S并向軋制面傾斜 40°的面(以下稱為40°面)。有下述的大課題{100}是鐵的解理面，如果存在中心偏析等脆化部，就從該脆化部開始發(fā)生脆性斷裂，脆性斷裂一口氣地傳播到集積有{100}的 40°面，不向延性斷裂轉(zhuǎn)移。本發(fā)明是鑒于如此的實(shí)情而完成的，其目的是提供一種低溫韌性、特別是脆性斷裂裂紋傳播停止特性及高速延性斷裂裂紋傳播停止特性優(yōu)良的管線管用鋼板及管線管鋼管，用于石油、天然氣等的輸送用管線管等中。用于解決課題的手段本發(fā)明者們對為得到抗拉強(qiáng)度為600MPa以上的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板及高強(qiáng)度管線管用鋼管而采用的鋼材應(yīng)滿足的條件進(jìn)行了精心研究，以至發(fā)明了新的超高強(qiáng)度的管線管用鋼板及高強(qiáng)度的管線管用鋼管。而且，即使在貝氏體+馬氏體主體的組織中也能顯著地緩和中心偏析這樣的脆化相，如果此處的低溫韌性提高，則可降低DWTT 等的延性-脆性轉(zhuǎn)變溫度。本發(fā)明的要旨如下。(1) 一種低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0· 03 0. 08%、
Si :0. 01 0. 5%、Mn :1. 6 2.3%、Nb :0. 001 0. 05%、N :0· 0010 0. 0050%、Ca :0· 0001 0. 0050%，將以下元素限制在P :0.015% 以下、S :0.0020% 以下、Ti :0. 001 0. 030%、Al :0.030% 以下、0:0. 0035% 以下，余量包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)元素，滿足S/Ca <0.5，進(jìn)而，將中心偏析部的最高硬度限制在400Hv以下；另外，將中心偏析部的未壓接部的長度限制在0. Imm以下；另外，將以軋制方向?yàn)檩S、向軋制面傾斜40°的部位的{100}的集積度限制在4.0 以下；抗拉強(qiáng)度為600MPa以上。(2)根據(jù)(1)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％ 計(jì)，進(jìn)一步含有以下元素中的1種或2種以上Ni :0. 01 2. 0%、Cu :0. 01 1. 0%、Cr :0. 01 1. 0%、Mo :0. 01 0. 60%、W :0.01 1.0%、V :0. 01 0. 10%、Zr :0· 0001 0. 050%、Ta :0· 0001 0. 050%、B :0· 0001 0. 0020%。(3)根據(jù)⑴或⑵所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有以下元素中的1種或2種以上REM :0· 0001 0. 01%、Mg :0· 0001 0. 01%、Y :0· 0001 0. 005%、Hf :0· 0001 0. 005%、Re :0· 0001 0. 005%。(4)根據(jù)⑴ (3)中的任一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其中，具有貝氏體+馬氏體組織。(5)根據(jù)(4)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其中，所述貝氏體+馬氏體組織的原奧氏體母相的平均粒徑為10 μ m以下。(6)根據(jù)(4)或(5)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其中，所述貝氏體+馬氏體組織中的鐵素體分率低于10%。(7)根據(jù)⑴ (6)中的任一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其特征在于，中心偏析部的最大Mn偏析度為2. 0以下、Nb偏析度為4. 0以下、Ti偏析度為4. 0 以下。(8) 一種低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其特征在于，母材以質(zhì)量％計(jì)含有C :0· 03 0. 08%、Si :0. 01 0. 5%、Mn :1.6 2.3%、Nb :0. 001 0. 05%、N :0· 0010 0. 0050%、Ca :0· 0001 0. 0050%，將以下元素限制在P :0.015% 以下、S :0.002% 以下、Ti :0. 001 0. 030%、Al :0.030% 以下、0:0. 0035% 以下，余量包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)元素，滿足S/Ca <0.5，進(jìn)而，將中心偏析部的最高硬度限制在400Hv以下；另外，將中心偏析部的未壓接部的長度限制在0. Imm以下；另外，將以軋制方向?yàn)檩S、向軋制面傾斜40°的部位的{100}的集積度限制在4.0 以下；抗拉強(qiáng)度為600MPa以上。(9)根據(jù)⑶所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％ 計(jì)，進(jìn)一步含有以下元素中的1種或2種以上Ni :0. 01 2. 0%、Cu :0. 01 1. 0%、Cr :0. 01 1. 0%、Mo :0. 01 0. 60%、W :0.01 1.0%、V :0. 01 0. 10%、Zr :0· 0001 0. 050%、Ta :0· 0001 0. 050%、B :0· 0001 0. 0020%。(10)根據(jù)⑶或(9)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有以下元素中的1種或2種以上REM :0· 0001 0. 01%、Mg :0· 0001 0. 01%、Y :0· 0001 0. 005%、Hf :0· 0001 0. 005%、Re :0· 0001 0. 005%。(11)根據(jù)⑶ (10)中的任一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其中，具有貝氏體+馬氏體組織。(12)根據(jù)⑶ (11)中的任一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其中，所述貝氏體+馬氏體組織的原奧氏體母相的平均粒徑為10 μ m以下。(13)根據(jù)⑶ (12)中的任一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其中，所述貝氏體+馬氏體組織中的鐵素體分率低于10 %。(14)根據(jù)⑶ (13)中的任一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其特征在于，限制中心偏析部的最大Mn偏析度為2. 0以下、Nb偏析度為4. 0以下、Ti偏析度為4.0以下。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，可制造抑制了中心偏析部的最高硬度的上升、而且抑制了中心偏析的未壓接部的長度的低溫韌性優(yōu)良的管線管用鋼板及管線管用鋼管等，對產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)是非常顯著的。


圖1示出0. 04C-1. 9Mn-Ni-Cu-Mo系中的中心偏析部的未壓接部的長度和偏析度對DWTT延性斷口率的影響。
具體實(shí)施例方式以下，對本發(fā)明的內(nèi)容進(jìn)行詳細(xì)說明。本發(fā)明是涉及具有600MPa以上的抗拉強(qiáng)度 (TS)的低溫韌性優(yōu)良的超高強(qiáng)度管線管的發(fā)明。該強(qiáng)度水準(zhǔn)的超高強(qiáng)度管線管與以往主流的X65相比可耐高的壓力，因此能以相同的尺寸輸送更多的氣體。在)(65的情況下，為提高壓力而需要增加壁厚，因而材料費(fèi)、輸送費(fèi)、現(xiàn)場焊接施工費(fèi)提高，使管線鋪設(shè)費(fèi)大幅度上升。這是需要具有600MPa以上的抗拉強(qiáng)度(TS)的高速延性斷裂特性優(yōu)良的超高強(qiáng)度管線管的理由。另一方面，如果達(dá)到高強(qiáng)度則鋼管的制造非常困難。在此種情況下，要得到包括縫焊接部的目標(biāo)特性，特別是需要改善高速斷裂特性、改善母材的低溫韌性、改善焊接金屬及焊接熱影響區(qū)的低溫韌性，此外，還需要通過破裂試驗(yàn)使管體破斷。下面對母材的高速延性斷裂特性進(jìn)行說明。發(fā)明者們?yōu)榱藵M足母材的高速延性斷裂特性，對母材鋼板的斷裂韌性進(jìn)行了銳意研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)以下情況。本發(fā)明者們認(rèn)為，要提高抗脆性斷裂裂紋傳播特性和高速延性斷裂裂紋傳播特性，母材需要具有高的斷裂傳播停止特性。為了達(dá)到此目的，已知重要的是例如提高落錘撕裂試驗(yàn)(DWTT)中的延性斷口率、及提高斷裂傳播能量。在具有600MPa以上的抗拉強(qiáng)度的高強(qiáng)度的情況下，基本上形成貝氏體或馬氏體主體的組織，在此種情況下，從Ar3點(diǎn)以上的溫度開始冷卻，形成鋼板。在這種情況下，{100}集積在以軋制方向?yàn)檩S并相對于軋制面為 40度的位置。以后，在本說明書中，將集積在以軋制方向?yàn)檩S并相對于軋制面為40度的位置上的面稱為“40°面”。具體而言，與無規(guī)時的集積相比具有2倍以上的集積。以后，在本說明書中，將與該無規(guī)時相比的{100}的集積的程度稱為集積度。在高強(qiáng)度鋼的情況下，例如如果中心偏析的水平差，則從中心偏析開始發(fā)生脆性斷裂，該脆性斷裂沿著40°面?zhèn)鞑ィ珼WTT延性斷口率及傳播能量顯著降低。發(fā)明者們對存在于中心偏析部的未壓接部的長度與DWTT延性斷口率及DWTT傳播能量的關(guān)系進(jìn)行了調(diào)查，發(fā)現(xiàn)未壓接部的長度對DWTT延性斷口率或DWTT傳播能量有較大的影響。圖1示出 0. 04C-1. 9Mn-Ni-Cu-Mo系中的中心偏析部的未壓接部的長度和偏析度對DWTT延性斷口率的影響。發(fā)現(xiàn)如果將中心偏析的最高硬度抑制在350Hv以下，而且未壓接部的長度在0. Imm 以上，則DWTT延性斷口率低于85%，但如果將中心偏析的最高硬度抑制在350Hv以下，且未壓接部在0. Imm以下，則DWTT延性斷口率達(dá)到85%以上。發(fā)明者們認(rèn)為通過如此抑制未壓接部的長度，使DWTT延性斷口率顯著提高的理由如下。在本說明書中，所謂未壓接部，指的是在通過轉(zhuǎn)爐及2次精煉熔煉后，在凝固收縮時合金元素及雜質(zhì)濃縮，同時在中心部形成空隙，但在該空隙為負(fù)壓時，因氣體成分進(jìn)入空隙中而產(chǎn)生的軋制時沒有壓接的部分。此外，在本說明書中，將合金元素及雜質(zhì)在中心濃縮的地方稱為中心偏析部。如果軋制時進(jìn)行壓下則空隙減小，但壓力成反比地提高。所以，如果空隙的尺寸大、氣壓高，則即使通過軋制，未壓接部的長度也長。該未壓接部為缺陷，如果該缺陷周邊的低溫韌性劣化，則容易生成脆性斷裂，斷裂的發(fā)生特性顯著下降。所以，容易從中心偏析開始發(fā)生斷裂，脆性斷裂擴(kuò)展到40°面。與此相對，如果未壓接部小，則難發(fā)生脆性斷裂，脆性斷裂的抗力值提高。要將未壓接部的長度抑制在0. Imm以下，需要將鋼中的氫量控制在2. 5ppm以下。 鋼中的氫在通過轉(zhuǎn)爐及2次精煉熔煉后，在凝固收縮時在中心部形成空隙，但在該空隙為負(fù)壓的情況下，H2的氣體成分進(jìn)入到空隙中。在H2的情況下，含有2. 5ppm左右作為厚板加熱時的平衡的吐量。如果軋制時進(jìn)行壓下則空隙減小，但壓力成反比地提高。詳細(xì)的調(diào)查結(jié)果表明，如果將氫量抑制在2. 5ppm以下，則軋制后的由凝固空隙形成的未壓接部為0. Imm 以下。另外判明要將最高硬度抑制在350Hv以下，降低最大Mn偏析度、Ti偏析度、Nb偏析度是有效的。特別是，如果最大Mn偏析度在2.0以下、Ti偏析度在4.0以下、Nb偏析度在4. 0以下，則可將最高硬度抑制在350Hv以下。這里，在本發(fā)明中，所謂最大Mn偏析度，是鋼板及鋼管的相對于除中心偏析部以外的平均Mn量的中心偏析部的最大的Mn量。同樣，如圖2所示，Nb偏析度和Ti偏析度是鋼板及鋼管的相對于除中心偏析部以外的平均Nb量(Ti量)的使中心偏析部平均化而得到的最大的Nb量(Ti量)。此外，在測定最大Mn偏析度時，可通過EPMA(電子探針顯微分析儀=Electron Probe Micro Analyzer)或能夠?qū)Ζウ宝〉臏y定結(jié)果進(jìn)行圖像處理的CMA (計(jì)算機(jī)輔助微分析儀Computer Aided Micro Analyzer)測定鋼板及鋼管的Mn濃度分布。關(guān)于Nb偏析度及Ti偏析度也同樣，通過EPMA或CMA分別測定Nb濃度分布及Ti濃度分布。此時，最大Mn偏析度的數(shù)值根據(jù)EPMA(或CMA)的探針直徑而變化。本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，通過將探針直徑規(guī)定為2 μ m，能夠適當(dāng)?shù)貙n的偏析進(jìn)行評價(jià)。關(guān)于Nb偏析度及 Ti偏析度也同樣，得知通過將探針直徑規(guī)定為2 μ m，能夠適當(dāng)?shù)貙ζ鲞M(jìn)行評價(jià)。但是，在 Nb,Ti的情況下，難以對最大的偏析Nb、Ti量進(jìn)行測定，因此將在板厚方向分別使測定部位平均化而得出的值作為偏析度。再有，如果存在MnS、TiN、Nb(C、N)等夾雜物，則最大Mn偏析度、Ti偏析度、Nb偏析度在表觀上增大，因此規(guī)定在碰到夾雜物時將其值除去后進(jìn)行評價(jià)。以下，對本發(fā)明中的母材的化學(xué)成分的限定理由進(jìn)行論述。C :C是提高鋼的強(qiáng)度的元素，作為其有效的下限，需要添加0.03%以上。另一方面，如果C量超過0. 08%，則促進(jìn)碳化物的生成，損害中心偏析部的低溫韌性，因而將上限規(guī)定為0. 08%以下。此外，為抑制正常部的低溫韌性、焊接性及韌性的下降，優(yōu)選將C量的上限規(guī)定為0. 07%以下。Si :Si是脫氧元素，需要添加0.01%以上。另一方面，如果Si量超過0.5%，則使焊接熱影響區(qū)(HAZ)的韌性降低，因而將上限規(guī)定為0.5%以下。Mn :Mn是提高強(qiáng)度及韌性的元素，需要添加1.6%以上。另一方面，如果Mn量超過 2. 3%，則使中心偏析部的低溫韌性及HAZ韌性降低，因而將上限規(guī)定為2. 3%以下。為抑制中心偏析部的低溫韌性劣化，優(yōu)選將Mn量的上限規(guī)定為2. 0%以下。Nb =Nb是形成碳化物、氮化物，有助于強(qiáng)度提高的元素。為了得到效果，需要添加 0. 001%以上的Nb?？墒?，如果過剩地添加Nb，則Nb偏析度增加，招致Nb的碳氮化物的集積，耐HIC性下降。所以，在本發(fā)明中，將Nb量的上限規(guī)定為0.05%以下。N =N是形成TiN、NbN等氮化物的元素，為了利用氮化物使加熱時的奧氏體粒徑微細(xì)化，需要將N量的下限值規(guī)定為0. 0010%以上?？墒?，如果N的含量超過0. 0050%,則Ti 和Nb的碳氮化物容易集積，損害耐HIC性。所以，將N量的上限規(guī)定為0.0050%以下。再有，在要求韌性等的情況下，為了抑制TiN的粗大化，優(yōu)選將N量的上限規(guī)定為0. 0035%以下。P :P是雜質(zhì)，如果含量超過0.015%，則損害耐HIC性，而且HAZ的韌性降低。所以，將P含量的上限限制在0.01%以下。S :S是在熱軋時生成向軋制方向延伸的MnS，使低溫韌性降低的元素。所以，在本發(fā)明中，需要降低S量，將上限控制在0. 0020%以下。此外，為了提高韌性，優(yōu)選將S量規(guī)定為0. 0010%以下。S量越少越好，但難低于0. 0001%，從制造成本的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選將下限規(guī)定為0. 0001%以上。Ti =Ti是通常作為脫氧劑及氮化物形成元素而用于晶粒細(xì)化的元素，但在本發(fā)明中，是通過形成碳氮化物使耐HIC性及韌性降低的元素。所以，將Ti含量的上限限定在 0. 030%以下。此外，在添加低于0. 001%時，得不到晶粒微細(xì)化的效果，因而將下限規(guī)定為 0. 001%。Al =Al是脫氧元素，但在本發(fā)明中，如果添加量超過0.030%，則發(fā)現(xiàn)Al氧化物的集積簇狀物，因而將Al量限制在0. 030%以下。在要求韌性的情況下，優(yōu)選將Al量的上限規(guī)定為0. 017%以下。Al量的下限值沒有特別的限定，但為了使鋼水中的氧量降低，優(yōu)選添加0. 0005%以上的Al。0:0是雜質(zhì)，為了通過抑制氧化物的集積來提高低溫韌性，將上限限制在0. 0035%以下。為了通過抑制氧化物的生成來提高母材及HAZ韌性，優(yōu)選將0量的上限值規(guī)定為0.0030%以下。0量的最佳的上限為0.0020%以下。Ca =Ca是生成硫化物CaS，對向軋制方向伸長的MnS的生成進(jìn)行抑制，有助于顯著改善低溫韌性的元素。在Ca的添加量低于0. 0001%時，得不到效果，因而將下限值規(guī)定為 0. 0001%以上。另一方面，如果Ca的添加量超過0. 0050%，則氧化物集積，損害低溫韌性， 因而將上限規(guī)定為0. 0050%以下。在本發(fā)明中，通過添加Ca，形成CaS來固定S，因此S/Ca的比是重要的指標(biāo)。如果 S/Ca的比為0. 5以上，則生成MnS，形成在軋制時延伸化的MnS。其結(jié)果是，低溫韌性劣化。 所以，將S/Ca的比規(guī)定為低于0. 5。再有，在本發(fā)明中，作為改善強(qiáng)度及韌性的元素，可添加Ni、Cu、Cr、Mo、W、V、Zr、Ta、 B中的1種或2種以上的元素。Ni =Ni是對改善韌性及強(qiáng)度有效的元素，為了得到其效果，需要添加0.01%以上， 但在添加2. 0%以上時焊接性下降，因此優(yōu)選將其上限規(guī)定為2. 0%。Cu =Cu是在不使韌性降低的情況下對提高強(qiáng)度有效的元素，在低于0. 01%時沒有效果，如果超過1.0%則在鋼坯加熱時或焊接時容易產(chǎn)生裂紋。所以，優(yōu)選將其含量規(guī)定為 0. 01 1. 0%以下。Cr 為了通過析出強(qiáng)化來提高鋼的強(qiáng)度，0.01%以上的添加Cr是有效的，但如果多量地添加，則使淬火性上升，生成貝氏體組織，使低溫韌性降低。所以，優(yōu)選將其上限規(guī)定為 1. 0%。Mo =Mo是在提高淬火性的同時，形成碳氮化物改善強(qiáng)度的元素，為了得到其效果， 優(yōu)選添加0.01%以上。另一方面，如果超過0. 60%地多量添加Mo，則成本上升，因而優(yōu)選將上限規(guī)定為0.60%以下。此外，如果鋼的強(qiáng)度上升，則有時低溫韌性下降，因此將優(yōu)選的上限規(guī)定為0. 20%以下。W W是對提高強(qiáng)度有效的元素，優(yōu)選添加0. 01%以上，更優(yōu)選添加0. 05%以上。另一方面，如果添加超過1.0%的W，則有時招致韌性的下降，因此優(yōu)選將上限規(guī)定為1. 0%以下。V :V是形成碳化物、氮化物，有助于提高強(qiáng)度的元素，為得到效果，優(yōu)選添加 0.01%以上。另一方面，如果添加超過0. 10%的V，則有時招致低溫韌性的下降，因而優(yōu)選將上限規(guī)定為0.10%以下。Zr.Ta =Zr及Ta與V同樣，是形成碳化物、氮化物，有助于提高強(qiáng)度的元素，為得到效果，優(yōu)選添加0. 0001%以上。另一方面，如果超過0. 050%地過剩地添加ττ及Ta，則有時招致低溫韌性的下降，因而優(yōu)選將上限規(guī)定為0. 050%以下。B :Β是向鋼的晶界偏析，顯著有助于提高淬火性的元素。為了得到此效果，優(yōu)選添加0.0001%以上的B。此外，B是生成ΒΝ，使固溶N降低，還有助于提高焊接熱影響區(qū)的韌性的元素，因而更優(yōu)選添加0. 0005%以上。另一方面，如果過剩地添加B，則向晶界的偏析過剩，有時招致低溫韌性的下降，因而優(yōu)選將上限規(guī)定為0. 0020%。另外，為了控制氧化物及硫化物等夾雜物，也可以含有REM、Mg、Zr、Ta、Y、Hf、Re中的1種或2種以上。REM =REM是可作為脫氧劑及脫硫劑而添加的元素，優(yōu)選添加0. 0001%以上。另一方面，如果添加超過0. 010%，則生成粗大的氧化物，有時使HIC性、或母材及HAZ的韌性降低，優(yōu)選的上限為0.010%以下。Mg =Mg是可作為脫氧劑及脫硫劑而添加的元素，特別是通過生成微細(xì)的氧化物還有助于提高HAZ韌性。為得到此效果，優(yōu)選添加0. 0001%以上的Mg，更優(yōu)選添加0. 0005% 以上。另一方面，如果超過0. 010%地添加Mg，則氧化物容易凝集、粗大化，有時帶來HIC性的劣化、或母材及HAZ的韌性的下降。所以，優(yōu)選將Mg量的上限規(guī)定為0.010%以下。Y,Hf, Re :Y、Hf、Re與Ca同樣，是生成硫化物、對向軋制方向伸長的MnS的生成進(jìn)行抑制、有助于提高耐HIC性的元素。為得到如此的效果，優(yōu)選添加0. 0001%以上的Y、Hf、 Re，更優(yōu)選添加0.0005%以上。另一方面，如果Y、Hf、Re的量超過0. 0050 %，則氧化物增力口，如果凝集、粗大化則損害耐HIC性，因而優(yōu)選將上限規(guī)定為0. 0050%以下。另外，在本發(fā)明中，分別將最大Mn偏析度、Nb偏析度及Ti偏析度規(guī)定為2. 0以下、 4.0以下及4.0以下。通過將最大Mn偏析度規(guī)定為2.0以下，可抑制中心偏析部的硬度上升，提高中心偏析部的低溫韌性。此外，如果將Nb偏析度規(guī)定為4. 0以下，則可抑制集積的Nb (C、N)的生成，如果將Ti偏析度規(guī)定為4. 0以下，則可抑制集積的TiN的生成，均能夠防止中心偏析部的低溫韌性的劣化。最大Mn偏析度是鋼板及鋼管的相對于除中心偏析部以外的平均Mn量的中心偏析部的最大的Mn量，能夠利用將探針直徑規(guī)定為2 μ m的EPMA或CMA測定求出鋼板及鋼管的 Mn濃度分布。關(guān)于Nb偏析度及Ti偏析度也同樣，利用將探針直徑規(guī)定為2 μ m的EPMA或 CMA，分別測定了 Nb濃度分布及Ti濃度分布，求出鋼板及鋼管的相對于除中心偏析部以外的平均Nb量的使中心偏析部平均化而得到的最大的Nb量(Nb偏析度)、和鋼板及鋼管的相對于除中心偏析部以外的平均Ti量的使中心偏析部平均化而得到的最大的Ti量(Ti偏析度)。以下，對抑制最大Mn偏析度、Nb偏析度及Ti偏析度的方法進(jìn)行說明。要抑制MruNb及Ti的偏析，連續(xù)鑄造中的最終凝固時的輕壓是最適合的。最終凝固時的輕壓是為消除起因于鑄造時的冷卻不均勻的凝固部與未凝固部的混和存在而實(shí)施的，由此，能夠使其在寬度方向均勻地發(fā)生最終凝固。如果“40°面”的{100}的集積度超過4.0，則可觀察到斜向的整面脆性斷口，不能滿足85%的DWTT延性斷口率，因此將{100}的集積度規(guī)定為4. 0以下。在連續(xù)鑄造中，通常對鋼坯進(jìn)行水冷，但寬度方向的端部的冷卻快，寬度方向的中央部的冷卻被強(qiáng)化。因此，即使在鋼坯的寬度方向的端部及中央部凝固，在寬度方向的1/4 部，凝固也延遲，在鋼坯內(nèi)部殘存未凝固部。因此，在鋼坯的寬度方向，凝固部和未凝固部不均勻，例如，凝固部與未凝固部的界面的形狀在寬度方向有時為W型。如果產(chǎn)生如此的在寬度方向不均勻的凝固，則助長偏析，硬度提高，使低溫韌性劣化。與此相對，在連續(xù)鑄造中，如果進(jìn)行最終凝固時的輕壓，則未凝固部被擠壓，能夠使其在寬度方向均勻地凝固。此外，如果在寬度方向產(chǎn)生了不均勻的凝固后施加輕壓，則起因于凝固部的變形阻力大，不能有效地?cái)D壓未凝固部。因此，為了不產(chǎn)生如此的W型的凝固，優(yōu)選根據(jù)鑄坯的最終凝固位置中的中心固相率的在寬度方向的分布，一邊控制壓下量，一邊進(jìn)行輕壓。由此，即使在寬度方向也可抑制中心偏析，能夠更加減小最大Mn偏析度、Nb偏析度、Ti偏析度。含有上述成分的鋼在煉鋼工序中熔煉后通過連續(xù)鑄造形成鋼坯，對鋼坯進(jìn)行再加熱并實(shí)施厚板軋制，形成鋼板。在此種情況下，將鋼坯的再加熱溫度規(guī)定為1000°c以上，將再結(jié)晶溫度區(qū)的壓下比規(guī)定為2以上，將未再結(jié)晶區(qū)的壓下比規(guī)定為3以上，如此進(jìn)行厚板軋制。進(jìn)而，在軋制結(jié)束后進(jìn)行水冷，但水冷開始溫度優(yōu)選為Ar3點(diǎn)以上的溫度，此外，優(yōu)選將水冷停止溫度規(guī)定為250 600°C。在低于250°C的情況下，有時產(chǎn)生裂紋。只要規(guī)定為此溫度范圍，就可形成貝氏體+馬氏體分率為90%以上的顯微組織。而且，能夠使平均原奧氏體粒徑在10 μ m以下。平均原奧氏體粒徑的測定方法按照ASTM的E112的測定方法。如果使再結(jié)晶溫度區(qū)的壓下比低于2，且使未再結(jié)晶區(qū)的壓下比低于3地進(jìn)行厚板軋制，則不能使平均原奧氏體粒徑在10 μ m以下。如果平均的原奧氏體粒徑達(dá)到10 μ m以上，則不能滿足85%的DWTT 延性斷口率。所以，將平均原奧氏體粒徑規(guī)定為ΙΟμπι以下。再有，再結(jié)晶溫度區(qū)是軋制后產(chǎn)生再結(jié)晶的溫度范圍，在本發(fā)明的鋼的成分下，一般超過900°C。另一方面，未再結(jié)晶溫度區(qū)是軋制后不產(chǎn)生再結(jié)晶及鐵素體相變的溫度范圍，在本發(fā)明的鋼的成分下一般為750 900°C。將再結(jié)晶溫度區(qū)的軋制稱為再結(jié)晶軋制或粗軋，將未再結(jié)晶溫度區(qū)的軋制稱為未再結(jié)晶軋制或精軋。在未再結(jié)晶軋制后，通過從Ar3°C以上的溫度開始水冷，將水冷停止溫度規(guī)定為 250°C以上，由此能夠使中心偏析的最大硬度在400Hv以下。此外，如果使水冷停止溫度在 400°C以上，則同樣，相變后的硬質(zhì)的馬氏體一部分分解，能夠?qū)⒂捕纫种圃?50Hv以下。此夕卜，如果水冷停止溫度過高則強(qiáng)度降低，需要多添加合金，因而優(yōu)選為600°C以下。最后，對使鋼板的未壓接部的長度在0. Olmm以下的方法進(jìn)行論述。如上所述，在鑄坯的凝固時伴隨著凝固收縮生成氣孔。此時，如果H等氣體成分多，則在氣孔中含有較多氣體成分。如果使H量在0. 00025%以下，則幾乎沒有未壓接部，即使存在也能夠使其長度在0. Imm以下。與此相對，如果H量超過0. 00025%，則殘存較多的粗大的未壓接部，生成長度為0. Imm以上的未壓接部，成為斷裂的發(fā)生特性劣化的原因。再有，氫量是從2次精煉后的鋼水中采取分析試樣，用惰性氣體熔化導(dǎo)熱系數(shù)試驗(yàn)法測定的值。實(shí)施例接著，對本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行論述。在將具有表1的化學(xué)成分的MOmm厚的鋼塊加熱至1100 1250°C后，在900°C以上的再結(jié)晶溫度下進(jìn)行熱軋。進(jìn)而在從900°C到750°C的溫度范圍進(jìn)行未再結(jié)晶溫度區(qū)的熱軋。然后，在750°C以上開始水冷，在400 500°C的溫度下使水冷停止，如此制造多種板厚的鋼板。由此，鋼板的顯微組織得到了貝氏體和馬氏體的合計(jì)分率為90%以上的組織。然后，在進(jìn)行了 C壓制、U壓制、0壓制后，進(jìn)行定位焊、內(nèi)外面的焊接，然后進(jìn)行擴(kuò)管，形成鋼管。從這些鋼板及鋼管中采取拉伸試驗(yàn)片、DWT試驗(yàn)片、宏觀分析片，供給各試驗(yàn)。DWT 試驗(yàn)按照API5L3進(jìn)行。從宏觀分析片測定Mn、Nb、Ti的偏析度。探針直徑為2 μ m,按總厚X 20mm寬的測定面積實(shí)施。并實(shí)施中心偏析的硬度測定。以載重為25g對Mn濃度最高的部位的硬度進(jìn)行了測定。鋼板的結(jié)果見表2，鋼管的結(jié)果見表3。
在表1 3中，鋼1 22及34為本發(fā)明例。如表2及表3明示，這些鋼板的中心偏析部的最高硬度為400Hv以下、未壓接部的長度為0. Imm以下，通過DWT試驗(yàn)得到了 85% 以上的延性斷口率。與此相對，鋼23 33及35 37為脫離本發(fā)明方法的比較例。也就是說，鋼23 30是基本成分在本發(fā)明的范圍外的例子，鋼31為S/Ca在0. 5以上、存在較多延伸化的MnS的例子，鋼32是因H量超過2. 5ppm而使未壓接部的長度在0. Imm以上的例子。在這些比較例中，關(guān)于鋼板(表2)及鋼管(表3)，在DWT試驗(yàn)中延性斷口率都低于 85 %。鋼33的H量超過2. 5ppm,未壓接部超過0. Imm,因此在DWTT中延性斷口率低于85 %。 鋼35的40°面的{100}的集積度超過4. 0，延性斷口率低于85%。鋼36的基本成分的元素在本發(fā)明的范圍外，且40°面的{100}的集積度超過4.0，因此延性斷口率低于85%。鋼 37的Nb的偏析度、Ti的偏析度超過4. 0，且40°面的{100}的集積度超過4. 0，因而延性斷口率低于85%。
權(quán)利要求
1.一種低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其特征在于， 以質(zhì)量％計(jì)，含有C 0. 03 0. 08%, Si 0. 01 0. 5%、 Mn 1. 6 2. 3%, Nb 0. 001 0. 05%、 N 0. 0010 0. 0050%, Ca 0. 0001 0. 0050%, 將以下元素限制在 P 0. 015% 以下、 S 0. 0020% 以下、 Ti 0. 001 0. 030%, Al 0. 030% 以下、 0 0. 00；35% 以下，余量包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)元素，滿足S/Ca< 0. 5，進(jìn)而，將中心偏析部的最高硬度限制在400Hv以下；進(jìn)而，將中心偏析部的未壓接部的長度限制在0. Imm以下；進(jìn)而，將以軋制方向?yàn)檩S、向軋制面傾斜40°的部位的{100}的集積度限制在4.0以下；抗拉強(qiáng)度為600MPa以上。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有以下元素中的1種或2種以上Ni 0. 01 2. 0%、 Cu 0. 01 1. 0%、 Cr 0. 01 1. 0%、 Mo 0. 01 0. 60%, W 0. 01 1. 0%,V0. 01 0. 10%,Zr 0. 0001 0. 050%, Ta 0. 0001 0. 050%, B 0. 0001 0. 0020%。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有以下元素中的1種或2種以上REM :0. 0001 0. 01%、 Mg 0. 0001 0. 01%、Y0. 0001 0. 005%, Hf 0. 0001 0. 005%, Re 0. 0001 0. 005%。
4.根據(jù)權(quán)利要求1 3中的任一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其具有貝氏體+馬氏體組織。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其中，所述貝氏體+馬氏體組織的原奧氏體母相的平均粒徑為10 μ m以下。
6.根據(jù)權(quán)利要求4或5所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其中，所述貝氏體 +馬氏體組織中的鐵素體分率低于10%。
7.根據(jù)權(quán)利要求1 6中的任一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼板，其特征在于，中心偏析部的最大Mn偏析度為2. 0以下、Nb偏析度為4. 0以下、Ti偏析度為4. 0 以下。
8.—種低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其特征在于， 母材以質(zhì)量％計(jì)含有C 0. 03 0. 08%, Si 0. 01 0. 5%, Mn 1. 6 2. 3%, Nb 0. 001 0. 05%, N 0. 0010 0. 0050%, Ca 0. 0001 0. 0050%, 將以下元素限制在 P 0. 015% 以下、 S 0. 002% 以下、 Ti 0. 001 0. 030%, Al 0. 030% 以下、 0 0. 00；35% 以下，余量包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)元素，滿足S/Ca< 0. 5，進(jìn)而，將中心偏析部的最高硬度限制在400Hv以下；進(jìn)而，將中心偏析部的未壓接部的長度限制在0. Imm以下；進(jìn)而，將以軋制方向?yàn)檩S、向軋制面傾斜40°的部位的{100}的集積度限制在4.0以下；抗拉強(qiáng)度為600MPa以上。
9.根據(jù)權(quán)利要求8所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有以下元素中的1種或2種以上Ni 0. 01 2. 0%、 Cu 0. 01 1. 0%、 Cr 0. 01 1. 0%、 Mo 0. 01 0. 60%, W 0. 01 1. 0%, V 0. 01 0. 10%, Zr 0. 0001 0. 050%,Ta :0. 0001 0. 050%,B 0. 0001 0. 0020%。
10.根據(jù)權(quán)利要求8或9所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有以下元素中的1種或2種以上REM :0. 0001 0. 01%、Mg 0. 0001 0. 01%、Y 0. 0001 0. 005%,Hf 0. 0001 0. 005%,Re 0. 0001 0. 005%。
11.根據(jù)權(quán)利要求8 10中的任一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其具有貝氏體+馬氏體組織。
12.根據(jù)權(quán)利要求8 11中的任一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其中，所述貝氏體+馬氏體組織的原奧氏體母相的平均粒徑為ΙΟμπι以下。
13.根據(jù)權(quán)利要求8 12所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其中，所述貝氏體+馬氏體組織中的鐵素體分率低于10%。
14.根據(jù)權(quán)利要求8 13中的任一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度管線管用鋼管，其特征在于，限制中心偏析部的最大Mn偏析度為2. 0以下、Nb偏析度為4. 0以下、Ti偏析度為4.0以下。
全文摘要
本發(fā)明提供一種最適合用作輸送石油、天然氣等的管線管等中使用的鋼管的低溫韌性優(yōu)良的管線管用鋼板及管線管鋼管，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.03～0.08％、Si0.01～0.5％、Mn1.5～2.3％、Nb0.001～0.05％、N0.0010～0.0050％、Ca0.0001～0.0050％，將以下元素限制在P0.015％以下、S0.0020％以下、Ti0.030％以下、Al0.030％以下、O0.0035％以下，余量包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)元素，滿足S/Ca＜0.5，進(jìn)而，將中心偏析部的最高硬度限制在400Hv以下、將未壓接部的長度限制在0.1mm以下。
文檔編號C22C38/14GK102471843SQ20108002945
公開日2012年5月23日 申請日期2010年9月1日 優(yōu)先權(quán)日2009年9月2日
發(fā)明者原卓也, 寺田好男, 村木太郎, 藤城泰志, 鈴木豪 申請人:新日本制鐵株式會社