專利名稱：高壓縮強度和耐酸性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種用于輸送原油(crude oil)、天然氣(natural gas)等的耐酸性能(sour gas resistance)優(yōu)異的管線管(linepipe),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 compressive strength)和耐酸性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管及其制造方法。應(yīng)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 yield strength)或 0. 5% 壓縮強度(compressive proofstrength)。另外,拉伸屈服強度(tensile yield strength)只要沒有特別說明，就指拉伸 屈服強度(tensile yield strength)或 0. 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(yīng)力。
背景技術(shù)：
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?xì)馓?、油田的遠(yuǎn)距離化和輸送管道的多樣化，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(dǎo)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(zhì)而言,為了對抗因夕卜壓(external pressure)而在沿管周方向(circumferential direction of pipe)產(chǎn)生的壓縮應(yīng)力(compression stress),需要高的壓縮強度。海底管線的設(shè)計中多數(shù)應(yīng)用DNV標(biāo)準(zhǔn)(Det Norske Veritas standard) (OSF — 101)，但在本標(biāo)準(zhǔn)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f0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(jù)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(biāo)準(zhǔn)系數(shù),在為無縫鋼管的情況時可應(yīng)用I. 0,即直接使用拉伸屈服強度，但以UOE工藝(U0E forming process)制造的管的情況下，以0. 85作為系數(shù)。這是由于在UOE工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鋼管在造管的最終工序中有擴管工藝(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(yīng)(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(jīng)過擴管工序制造的鋼管中，成問題的是因包辛格效應(yīng)而引起的壓縮屈服強度的降低。關(guān)于提高UOE鋼管的抗塌陷性已進行了大量的研究，專利文獻(xiàn)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(jù)該方法，將因擴管而導(dǎo)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(xiàn)I同樣地在擴管后進行加熱來恢復(fù)因包辛格效應(yīng)而引起的壓縮屈服強度的降低的方法，在專利文獻(xiàn)2中提出了以下的方法通過將鋼管外表面加熱到比內(nèi)表面更高的溫度，維持因加工固化而上升的內(nèi)表面?zhèn)鹊膲嚎s屈服強度，提高因包辛格效應(yīng)而降低的外表面?zhèn)鹊膲嚎s屈服強度。另外，專利文獻(xiàn)3中還提出了以下的方法在Nb - Ti添加鋼的鋼板制造工序(steel plate manufacturing process)中從々!^溫度以上至300°C以下為止進行熱軋(hotrolling)后的加速冷卻(accelerated cooling),以UOE工藝形成鋼管后加熱至80 550°C的方法。然而，專利文獻(xiàn)2的方法中的分別管理鋼管的外表面(outer surface)和內(nèi)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(chǎn)工序(massproduction process)中進行品質(zhì)管理極其困難,而專利文獻(xiàn)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(shè)在300°C以下的較低的溫度，所以鋼板的應(yīng)變(distortion)變大，在UOE工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。另一方面，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(xiàn)4公開了將0成型(0 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(jù)專利文獻(xiàn)4的方法，由于實質(zhì)上沒有管周方向的拉伸預(yù)應(yīng)變(tensile pre 一 strain),所以不出現(xiàn)包辛格效應(yīng),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(xiàn)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(shè)(pipeline construction)中,塌陷成問題的是到達(dá)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(guān)地進行圓周焊接(girth weld)敷設(shè)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(xiàn)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(zhì)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(yīng)所導(dǎo)致的屈服應(yīng)力的下降。另外，專利文獻(xiàn)7中公開了一種在加速冷卻后的再加熱處理中，一邊抑制鋼板中心部的溫度上升，一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(jù)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(zhì)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(zhì)不均小的鋼板，還可期待因硬質(zhì)的第2相分率的減少而降低包辛格效應(yīng)。但是，在專利文獻(xiàn)6記載的技術(shù)中，需要在加熱時加熱至鋼板的中心部，將導(dǎo)致DffTT性能的降低，所以難以應(yīng)用于深海用厚壁的管線管中。另外，包辛格效應(yīng)將受到結(jié)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(xiàn)7中記載的技術(shù)那樣，僅通過減少硬質(zhì)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(jié)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。專利文獻(xiàn)I :日本特開平9 - 49025號公報專利文獻(xiàn)2 :日本特開2003 - 342639號公報專利文獻(xiàn)3 :日本特開2004 - 35925號公報專利文獻(xiàn)4 :日本特開2002 - 102931號公報專利文獻(xiàn)5 :日本特開2003 - 340519號公報專利文獻(xiàn)6 :日本特開2008 - 56962號公報 專利文獻(xiàn)7 :日本特開2009 - 52137號公報

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明是鑒于上述事實而進行的，目的在于提供一種管線管用焊接鋼管，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(yīng)而引起的壓縮強度的降低，其壓縮強度高，厚壁(heavy wallthickness),耐酸性優(yōu)異。發(fā)明人等首先為了解開利用冷軋成型制造的鋼管的壓縮強度與鋼材的微觀組織(microstructure)的關(guān)系,使用具有各種組織的鋼板,進行模擬造管工序的反復(fù)載荷試驗(cyclic loading test)。使用以 0. 04%C — 0. 3%Si — I. 2%Mn — 0. 28%Ni — 0. 12%Mo —0. 04%Nb為基本成分的鋼來制造了微觀組織不同的板厚為38mm的鋼板。圖I中示出了 3種鋼板的微觀組織(光學(xué)顯微鏡照片(optical microscope photograph))o鋼板I和2為貝氏體(bainite)(“有時稱為貝氏體鐵素體(bainitic ferrite)”)主體的組織，但鋼板3為粒狀的鐵素體(ferrite)(“有時稱為多邊形鐵素體(polygonalferrite)”)和貝氏體構(gòu)成的組織。圖2是鋼板I和2的掃描式電子顯微鏡(scanning electron microscope)(SEM)照片。鋼板I為貝氏體主體的組織，在貝氏體晶界中雖然能觀察到少許的第2相(島狀馬氏體(M — A constituent)(以下有時稱為“MA”)或滲碳體(cementite)),但鋼板2在照片中如箭頭所示，觀察到了多個島狀馬氏體(MA)。使用這些鋼板，從與對應(yīng)于鋼管的內(nèi)表面?zhèn)鹊陌搴?/4位置的軋制方向垂直的方向米取圓棒拉伸試件(round bar tensile specimen)。進而，施加模擬鋼管內(nèi)表面的變形的、壓縮((T3%應(yīng)變)一拉伸(2%應(yīng)變)變形，在其后進行壓縮試驗，求得壓縮強度。圖3是表示在最初施加的壓縮應(yīng)變和最后的壓縮試驗中得到的壓縮強度(compressive yield stregth)(壓縮YS)之間的關(guān)系。所有鋼板均是最初施加的壓縮應(yīng)變(compression strain)越大,壓縮強度變得越高,鋼板I顯示出最高的壓縮強度。即，可以說鋼板I的因反復(fù)載荷中負(fù)載反轉(zhuǎn)時產(chǎn)生的包辛格效應(yīng)所致的壓縮強度的降低較小。認(rèn)為這是由于鋼板I幾乎不含多邊形鐵素體和MA等第2相的貝氏體均勻組織(uniformbainite microstructure),另外貝氏體粒徑小,可觀察到的少許的滲碳體等第2相生成在貝氏體晶界，所以抑制了在組織內(nèi)部的局部位錯的集聚，抑制了發(fā)生包辛格效應(yīng)的原因的反應(yīng)力(back stress)的產(chǎn)生。本發(fā)明人等進一步為了兼得因抑制包辛格效應(yīng)而獲得的壓縮強度的提高、與強度、韌性以及耐酸性能，嘗試了各種實驗的結(jié)果得到了以下的見解。I)因包辛格效應(yīng)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(zhì)的第2相處的位錯的集聚而產(chǎn)生反應(yīng)力(back stress)(也稱為背應(yīng)力)而導(dǎo)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、島狀馬氏體(MA)等硬質(zhì)的第2相。因此，可通過減少金屬組織的軟質(zhì)的鐵素體相與硬質(zhì)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(yīng)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(xì)化，使生成的MA微細(xì)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(yīng)。 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(fù)載反轉(zhuǎn)時的位錯移動，抑制因反應(yīng)力所致的壓縮強度的降低。4)在厚壁的高強度鋼中合金元素的添加量多，所以中心偏析部(centersegregation portion)的硬度變高，耐 HIC 性能(Hydrogen Induced Crackingresistance)變差。為了防止其,考慮向中心偏析部的合金元素的稠化舉動(behavior ofincrassate)的基礎(chǔ)上，需要選擇添加合金元素以使得中心偏析部的硬度不超過一定程度。本發(fā)明是基于上述見解而進行的。第一發(fā)明涉及一種高壓縮強度和耐酸性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有 C :0. 02 0. 06%,Si :0. 01 0. 5%、Mn :0. 8 I. 6%、P :0. 012% 以下、S 0. 0015% 以下、Al :0. 01 0. 08%,Nb :0. 005 0. 050%,Ti :0. 005 0. 025%,Ca :0. 0005 0. 0035%、N :0. 002(H). 0060%,并且 C (%) — 0. 065Nb (%)為 0. 025 以上，下述式表示的 CP 值為 0. 95
以下，Ceq值為0.28以上，Ti / N為I. 5 4. 0的范圍，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)形成，CP = 4. 46C (%)+ 2. 37Mn (%) / 6 + {I. 18Cr (%)+ I. 95Mo (%)+ I. 74V (%)}/5 + {I. 74Cu (%) + I. 7Ni (%)} / 15 + 22. 36P (%)，Ceq = C (%) + Mn (%) / 6 + {Cr (%) + Mo (%) + V (%)} / 5 + {Cu (%) +Ni (%)}/15,并且金屬組織為貝氏體分率80%以上、島狀馬氏體(MA)的分率2%以下、貝氏體的平均粒徑5iim以下，。第二發(fā)明根據(jù)第一發(fā)明所述的高壓縮強度和耐酸性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計，還含有選自Cu :0. 5%以下、Ni :1. 0%以下、Cr :0. 5%以下、Mo :0. 5%以下、V :0. 1% 以下中的 I 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耐酸性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管的制造方法，使用鋼板，通過冷軋成型制成鋼管形狀，縫焊對接部，接著進行擴管率為0. n. 2%的擴管；其中，上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95(Tl200°C，進行在未再結(jié)晶溫度范圍的壓下率為60%以上、軋制結(jié)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550°C以下而制造的。第四發(fā)明根據(jù)第三發(fā)明所述的高壓縮強度和耐酸性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管的制造方法，其特征在于，在鋼板制造工序中的加速冷卻之后，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。根據(jù)本發(fā)明，能夠得到一種具有用于海底管線所需要的高強度和優(yōu)異的韌性、并且，高壓縮強度，耐酸性能也優(yōu)異的管線管用鋼管。


圖I是表示3種鋼板的微觀組織(光學(xué)顯微鏡照片)的圖。圖2是表示基于鋼板I和2的掃描式電子顯微鏡(SEM)照片的組織的圖。圖3是表示最初施加的壓縮應(yīng)變與最后的壓縮試驗中得到的壓縮強度(壓縮YS)之間的關(guān)系的圖。圖4是表示在表2和表3的No. 12 (鋼種C)中使擴管率變化時的壓縮強度的圖。圖5是表不通過對從表2的No. 6 (鋼種C)的鋼板切出的圓棒拉伸試件反復(fù)施加載荷而求得的擴管率相當(dāng)?shù)姆崔D(zhuǎn)前預(yù)應(yīng)變與背應(yīng)力的關(guān)系的圖。
具體實施例方式以下說明用于實施本發(fā)明的方式。首先，對本發(fā)明的各構(gòu)成要素的限定理由進行說明。I.化學(xué)成分首先，對本發(fā)明的高強度高韌性鋼板所含有的化學(xué)成分的限定理由進行說明。應(yīng)予說明，成分％都是指質(zhì)量％。此外，在本發(fā)明中，以下規(guī)定的各化學(xué)成分等的數(shù)值范圍的下一位的數(shù)值為O。例如，C :0. 02 0. 06%是指C :0. 020 0. 060%, Si :0. 01 0. 5%是指Si 0. 01(H). 50%。另夕卜，粒徑尺寸為5 iim以下，也是指5. Oiim以下。另外，MA等的分率2%以下，也是指2. 0%以下。C :0. 02 0. 06%C是對提高通過加速冷卻來制造的鋼板的拉伸強度最有效的元素。但是，若低于0. 02%，則無法確保充分的強度，若超過0. 06%,則韌性和耐HIC性變差。因此，將C量設(shè)在0. 02 0. 06%的范圍內(nèi)。進一步優(yōu)選為0. 030 0. 060%。Si :0. 01 0.5%Si是為了去氧而添加的，但在0. 01%以上才發(fā)揮該效果，若超過0. 5%，則韌性、焊接性變差。因此，將Si量設(shè)為0. OfO. 5%的范圍。進一步優(yōu)選為0. Of0. 35%。Mn :0. 8 I. 6%Mn是為了提高鋼的拉伸強度、壓縮強度以及韌性而添加的，若低于0. 8%，則其效果不充分，若超過I. 6%，則焊接性和耐HIC性能變差。因此，將Mn量設(shè)為0. 8^1. 6%的范圍。進一步優(yōu)選為I. 10 1. 50%。P :0. 012% 以下、
P為不可避免的雜質(zhì)元素，因提高中心偏析部的硬度而導(dǎo)致耐HIC性變差。該趨勢在超過0. 012%時變顯著。因此，將P量設(shè)為0. 012%以下。優(yōu)選設(shè)為0. 008%以下。S :0. 0015% 以下
S為不可避免的雜質(zhì)元素,在鋼中一般為MnS系夾雜物,通過添加Ca將從MnS系形態(tài)控制為CaS系夾雜物。但是，如果S的含量多，則CaS系夾雜物的含量也變多，高強度材料中成為破裂的起點。該趨勢在S量超過0.0015%時變顯著。因此，將S量設(shè)為0.0015%以下。在要求更嚴(yán)格的耐HIC性能的情況下，進一步降低S量較有效，優(yōu)選設(shè)為0. 0008%以下。Al :0. 01 0. 08%Al是作為去氧劑而添加的。在0.010%以上時才發(fā)揮該效果，但若超過0.08%，則因清潔度的降低而使延展性變差。因此，將Al量設(shè)為0.01、. 08%。進一步優(yōu)選為0. 010 0. 040%ONb :0. 005 0. 050%Nb抑制軋制時的晶粒生長，通過微?；岣唔g性。但是，如果Nb量低于0. 005%,則沒有該效果，若超過0. 050%,則作為碳化物析出，使固溶C量降低，促進包辛格效應(yīng)，所以無法得到高壓縮強度，并且，在中心偏析部生成粗大的未固溶NbC，使耐HIC性能變差。因此，將Nb量設(shè)為0. 005、. 050%的范圍。需要更嚴(yán)格的耐HIC性能的情況下，優(yōu)選設(shè)為0.005^0. 035%。Ti :0. 005 0. 025%Ti不僅形成TiN來抑制板坯加熱時的晶粒生長，還可抑制焊接熱影響部的晶粒生長，通過母材和焊接熱影響部的微?；瘉硖岣唔g性。但是，如果Ti量低于0. 005%，則沒有該效果，若超過0. 025%，則韌性變差。因此，將Ti量設(shè)為0. 005^0. 025%的范圍。進一步優(yōu)選為 0. 005 0. 020%。Ca :0. 0005 0. 0035%Ca是對控制硫化物系夾雜物的形態(tài)，改善延展性的有效的元素，但若低于0. 0005%,則沒有該效果，即使添加超過0. 0035%,效果也會飽和，且因清潔度的降低而使韌性變差。因此，將Ca量設(shè)為0. 0005 0. 0035%的范圍。進一步優(yōu)選為0. 0015 0. 0035%。N :0. 0020^0. 0060%N在鋼中作為雜質(zhì)而被含有，但與C相同在鋼中作為固溶元素而存在時可促進應(yīng)變時效，有助于防止因包辛格效應(yīng)所導(dǎo)致的壓縮強度的降低。但是，若低于0. 0020%，則該效果小，另外，如果超過0. 0060%地含有，則韌性變差。因此，將N量設(shè)為0. 0020、. 0060%的范圍。進一步優(yōu)選為0. 0020^0. 0050%。C (%) - 0. 065Nb (%) :0. 025 以上本發(fā)明通過利用固溶C和位錯的相互作用來抑制反應(yīng)力的產(chǎn)生，從而降低包辛格效應(yīng)，提高鋼管的壓縮強度，其中，重要的是確保有效的固溶C。通常鋼中的C除了作為滲碳體、MA而析出之外，還可與Nb等的碳化物形成元素結(jié)合而作為碳化物析出，進而固溶C量減少。此時，若Nb含量相對于C含量過多，則Nb碳化物的析出量多，無法得到充分的固溶C。但是，如果C (%)- 0. 065Nb (%)為0.025以上，則得到充分的固溶C，所以，將C含量和Nb含量的關(guān)系式C (%) - 0. 065Nb (%)規(guī)定為0. 025以上。進一步優(yōu)選為0. 028以上。
C (%) - 0. 065Nb (%) — 0. 025Mo (%) — 0. 057V (%) :0. 025 以上作為本發(fā)明的選擇性元素的Mo和V也與Nb相同地屬于形成碳化物的元素，這些元素也需要以在得到充分的固溶C的范圍內(nèi)進行添加。但是，若以C (%)- 0. 065Nb (%)-0. 025Mo (%)- 0. 057V (%)表示的關(guān)系式的值低于0. 025，則固溶C不足，所以將C (%) —0. 065Nb (%) - 0. 025Mo (%) — 0. 057V (%)規(guī)定為 0. 025% 以上。進一步優(yōu)選為 0. 028 以上。應(yīng)予說明，不可避免的雜質(zhì)等級的元素(未添加的元素)的含量按0%計算。Ti /N :1. 5 4.0鋼中的N由于與Ti結(jié)合形成氮化物，所以固溶N量是根據(jù)與Ti添加量的關(guān)系變化。若Ti量和N量的質(zhì)量％之比、即Ti / N超過4.0，則鋼中的N基本變成Ti氮化物，固溶N變不足，如果Ti / N低于I. 5，則相對地固溶N量變過多，韌性變差。因此，將Ti / N設(shè)為I. 5^4. 0的范圍。進一步優(yōu)選為I. 5(T3. 50。本發(fā)明中除了上述的化學(xué)成分，還可將以下的元素作為選擇性元素添加。Cu :0. 5% 以下Cu可不添加，但其是對韌性的改善、拉伸強度和壓縮強度的提高有效的元素。為了得到該效果，優(yōu)選添加0. 10%以上。但是，如果添加超過0. 5%，則焊接性變差。因此，在添加Cu的情況下設(shè)為0. 5%以下。進一步優(yōu)選為0. 40%以下。Ni :1.0% 以下Ni可不添加，但其是對韌性的改善、拉伸強度和壓縮強度的提高有效的元素。為了得到該效果，優(yōu)選添加0. 10%以上。但是，如果添加超過I. 0%，則焊接性變差，促進連續(xù)鑄造時的板坯表面的破裂。因此，在添加Ni的情況下設(shè)為I. 0%以下。進一步優(yōu)選為0. 80%以下。Cr :0. 5% 以下Cr可不添加，但其是對韌性的改善、拉伸強度和壓縮強度的提高有效的元素。為了得到該效果，優(yōu)選添加0. 10%以上。但是，如果添加超過0. 5%，則焊接性變差。因此，在添加Cr的情況下設(shè)為0. 5%以下。進一步優(yōu)選為0. 30%以下。Mo :0. 5% 以下Mo可不添加，但其是對韌性的改善、拉伸強度和壓縮強度的提高有效的元素。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.05%以上。但是，如果添加超過0. 5%，則焊接性變差。因此，在添加Mo的情況下設(shè)為0. 5%以下。進一步優(yōu)選為0. 30%以下。V :0. 1% 以下V可不添加，但其是對韌性的改善、拉伸強度和壓縮強度的提高有效的元素。為了得到該效果，優(yōu)選添加0. 010%以上。但是，如果添加超過0. 1%，則與Nb相同作為碳化物析出，使固溶C減少，所以在添加V的情況下設(shè)為0. 1%以下。進一步優(yōu)選為0.060%以下。下述式表示的CP值為0. 95以下CP = 4. 46C (%)+ 2. 37Mn (%) / 6 +{I. 18Cr (%)+ I. 95Mo (%)+ I. 74V (%)}/5 + {I. 74Cu (%) + I. 7Ni (%)} / 15 + 22. 36P (%)CP是為了由各合金元素的含量來推斷中心偏析部的材質(zhì)而設(shè)計的通式，CP的值 越高，中心偏析部的濃度越高，中心偏析部的硬度增加。通過將該CP值設(shè)為0. 95以下，能夠降低中心偏析部的硬度，抑制HIC試驗中的破裂。CP值越低，中心偏析部的硬度越低，所以在需要更高的耐HIC性能的情況下，優(yōu)選將其上限設(shè)為0. 92。應(yīng)予說明，不可避免的雜質(zhì)等級的元素(未添加的元素)的含量按0%計算。Ceq 值0. 28 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越高。若Ceq值低于0. 28，則對于超過20mm的厚壁的鋼管，無法確保充分的強度，所以將Ceq值設(shè)為0. 28以上。進一步優(yōu)選為0. 28、. 38。另外，為了在超過30mm壁厚的鋼管中充分地確保強度，優(yōu)選設(shè)為0.36以上。應(yīng)予說明，Ceq越高，低溫破裂感受性越增加，促進焊接破裂，為了在敷設(shè)船上等苛刻的環(huán)境也不用預(yù)加熱就進行焊接，將上限設(shè)為0. 42。應(yīng)予說明，不可避免的雜質(zhì)等級的元素(未添加的元素)的含量按0%計算。
應(yīng)予說明，本發(fā)明的鋼的剩余部分為Fe及不可避免的雜質(zhì)，但只要不損害本發(fā)明的效果，也可以含有上述以外的元素及不可避免的雜質(zhì)。2.金屬組織以下示出本發(fā)明中金屬組織的限定理由。貝氏體分率80%以上為了抑制包辛格效應(yīng)，得到高壓縮強度，需要制成軟質(zhì)的鐵素體相和硬質(zhì)的第2相少的均勻組織，從而抑制變形時在組織內(nèi)部產(chǎn)生的局部位錯的集聚。因此，需要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。并且，需要高壓縮強度時，優(yōu)選將貝氏體分率設(shè)為90%以上。島狀馬氏體(MA)的分率2%以下島狀馬氏體(MA)是非常硬質(zhì)的相，變形時促進局部位錯的集聚，因包辛格效應(yīng)導(dǎo)致壓縮強度的降低，所以需要嚴(yán)格限制其分率。但是，若MA的分率為2%以下，則其影響小，不產(chǎn)生壓縮強度的降低，所以將島狀馬氏體(MA)的分率規(guī)定在2%以下。本發(fā)明的金屬組織如上述那樣，通過使貝氏體為80%以上，將MA設(shè)為2%以下，可得到規(guī)定的性能，并且還可含有除此之外的鐵素體、滲碳體、珠光體等金屬組織。但是，為了抑制包辛格效應(yīng)，優(yōu)選將鐵素體設(shè)為低于20%，將貝氏體、MA以及鐵素體以外的滲碳體、珠光體等金屬組織的分率合計設(shè)為5%以下。貝氏體的平均粒徑5 i! m以下在高強度厚壁鋼板中難以完全抑制MA等硬質(zhì)相的生成，但通過使貝氏體組織微細(xì)化，能夠使生成的MA、滲碳體微細(xì)地分散，從而能夠緩和變形時的局部位錯的集聚，能夠降低包辛格效應(yīng)。另外，貝氏體晶界也會成為位錯的集聚場所，所以通過使組織微細(xì)化增加晶界面積，能夠緩和在晶界的局部位錯的集聚，同樣能夠通過降低包辛格效應(yīng)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，微細(xì)的組織也有效。這樣的效果可通過將貝氏體粒徑設(shè)為5 u m以下而得到，所以將貝氏體的平均粒徑規(guī)定在5 u m以下。進一步優(yōu)選為4. Oiim以下。本發(fā)明中，通過具有上述金屬組織的特征，可抑制因包辛格效應(yīng)而引起的壓縮強度的降低，實現(xiàn)高壓縮強度，但為了得到更大的效果，優(yōu)選MA的尺寸是微細(xì)的。MA的平均粒徑越小，局部的應(yīng)變集中越分散，所以應(yīng)變集中量也變得越少，進一步抑制包辛格效應(yīng)的產(chǎn)生。因此，優(yōu)選將MA的平均粒徑設(shè)為I y m以下。通常，應(yīng)用加速冷卻而制造的鋼板的金屬組織有時在鋼板的板厚方向上不同。受到外壓的鋼管的塌陷是因在周長小的鋼管內(nèi)表面?zhèn)认犬a(chǎn)生塑性變形(plasticdeformation)而引起的，所以作為壓縮強度，鋼管的內(nèi)表面?zhèn)鹊奶匦暂^重要，一般壓縮試件是從鋼管的內(nèi)表面?zhèn)炔扇?。因此，上述的金屬組織是規(guī)定鋼管內(nèi)表面?zhèn)冉M織，將內(nèi)表面?zhèn)鹊陌搴馡 / 4的位置的組織設(shè)為代表鋼管的塌陷性能的位置。3.制造條件
本發(fā)明的第3發(fā)明是將含有上述的化學(xué)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。板坯加熱溫度95(Tl200°C若板坯加熱溫度低于950°C，則不能得到充分的強度，若超過1200°C，則韌性、DffTT特性變差。因此，將板坯加熱溫度設(shè)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(shè)為1100°C。未再結(jié)晶范圍的壓下率60%以上為了得到用于減少包辛格效應(yīng)的微細(xì)的貝氏體組織和高母材韌性，在熱軋工序中，需要在未再結(jié)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(jié)晶范圍的壓下率設(shè)為60%以上。優(yōu)選設(shè)為70%以上。應(yīng)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(jié)晶溫度根據(jù)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，將未再結(jié)晶溫度范圍的上限溫度設(shè)為950°C即可。軋制結(jié)束溫度Ar 3 (Ar3 + 70°C)為了抑制因包辛格效應(yīng)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(zhì)組織的生成。因此，熱軋需要設(shè)為屬于鐵素體生成溫度的Ar3溫度以上。另外，為了得到更微細(xì)的貝氏體組織，軋制結(jié)束溫度越低越好，若軋制結(jié)束溫度過高，則貝氏體粒徑變得過大。因此，將軋制結(jié)束溫度的上限設(shè)為(Ar3 + 70°C)。應(yīng)予說明，度根據(jù)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(yīng)予說明，不可避免的雜質(zhì)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(Ar 3 — 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，從而因包辛格效應(yīng)而引起的強度降低變大，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(yīng)而引起的強度降低也較小。因此，將冷卻開始溫度設(shè)為(Ar3 — 30°C)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而不可缺少的工藝，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強度，還產(chǎn)生C的擴散，所以引起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(zhì)第2相促進包辛格效應(yīng)，所以將導(dǎo)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(shè)為10°C /秒。冷卻停止溫度超過300°C且550°C以下由于加速冷卻，貝氏體變態(tài)得以進行，從而得到所需的強度，但如果冷卻停止時的溫度超過550°C，則貝氏體變態(tài)變不充分，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(jié)束，所以在冷卻停止后的空氣冷氣中引起C向未變態(tài)奧氏體的濃縮，促進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(yīng)而壓縮強度下降。并且，表層部的硬度變高，鋼板易產(chǎn)生應(yīng)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(shè)為超過300°C且550°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55(T720°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(nèi)部相比表層部將冷卻至更低的溫度。因此，在鋼板表層部易生成MA(島狀馬氏體)。這樣的硬質(zhì)相將促進包辛格效應(yīng)，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(yīng)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的分解變不充分，另外，超過720°C時，鋼板中央部的加熱溫度也會上升，所以將導(dǎo)致大幅的強度下降。因此，在加速冷卻后以分解MA為目的進行再加熱時，將再加熱時的鋼板表面溫度設(shè)為55(T720°C的范圍。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，但若鋼板中央部的加熱溫度變成550°C以上，則會引起滲碳體的凝結(jié)粗大化、Nb、V之類的碳化物形成元素析出，DWTT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時的鋼板中心溫度設(shè)為低于550°C。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的表層部高效地加熱的感應(yīng)加熱(induction heating)。另外，為了得到再加熱引起的效果，需要加熱到比冷卻停止時的溫度要高的溫度，所以將再加熱時的鋼板中心溫度設(shè)為比冷卻停止時的溫度高50°C以上的溫度。本發(fā)明使用通過上述的方法而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，就可為任意的方法,但從優(yōu)異的焊接品質(zhì)(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(yīng)力(weldresidual 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(yīng)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(yīng)所引起的壓縮強度的降低變大，所以將其上限設(shè)為1.2%。另外，在通常的焊接鋼管的制造中，一般把確保圓度當(dāng)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4是表示在表2和表3的No. 12中使擴管率變化時的壓縮強度的圖。如圖4所示，通過將擴管率設(shè)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(shè)為0. 4^0. 9%。進一步優(yōu)選為0. 5^0. 8%。應(yīng)予說明，通過將擴管率設(shè)為0. 9%以下而可觀察到顯著的壓縮強度的改善效果的理由是因為如圖5所示，鋼材的背應(yīng)力(back stress)的產(chǎn)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(yīng)予說明，圖5是表示通過對從表2的No. 6 (鋼種C)的鋼板切出的圓棒拉伸試件反復(fù)施加載荷，從而求得的與擴管率相當(dāng)?shù)姆崔D(zhuǎn)前預(yù)應(yīng)變與背應(yīng)力的關(guān)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(xué)成分的鋼(鋼種A K)形成為板還(slab),使用其制造板厚30mm和38mm的厚鋼板(No. I 23)。將鋼板的制造條件和鋼管的制造條件、金屬組織以及機械性質(zhì)等分別示于表2 — I和表2 — 2。鋼板的制造時的再加熱處理是使用設(shè)置于與加速冷卻設(shè)備相同線上的感應(yīng)加熱爐(inductionheating furnace)進行再加熱。再加熱時的表層溫度是在感應(yīng)加熱爐的出口處的鋼板的表面溫度，中心溫度是加熱后的表層溫度和中心溫度幾乎變相同的時刻的鋼板溫度。使用這些鋼板，通過UOE工藝制造外徑為762mm或900mm的鋼管。如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(nèi)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屈服強度(或0. 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而求得。耐HIC特性是利用使用了將PH約為3的硫化氫(H2S)飽和的5%NaCl + 0. 5%CH3C00H水溶液(通常的NACECNational Association of Corrosion Engineers)溶液)的 HIC 試驗而進行測定。浸潰96小時后,利用超聲波探傷(ultrasonic inspection)來調(diào)查試件整面上是否有破裂，利用破裂面積率(crack area ratio) (CAR)評價其性能。此處,從各個鋼板采取三個試件進行HIC試驗，將各個破裂面積率中的最大值作為代表該鋼板的破裂面積率。對于金屬組織，從鋼管的內(nèi)表面?zhèn)鹊陌搴馡 / 4的位置采取樣品，研磨后進行利用硝酸浸蝕液(nital)的蝕刻(etching)，用光學(xué)顯微鏡進行觀察。而且，使用以200倍拍攝的照片3飛張，通過圖像解析(image analysis)求得貝氏體分率。貝氏體的平均粒徑是通過使用相同的顯微鏡照片利用線段法(line analysis)而求得。MA的觀察是在硝酸浸蝕液蝕刻后進行電解蝕亥丨J (electrolytic etching) (2步蝕刻(two — step etching)),其后利用掃描電子顯微鏡(SEM)進行觀察。進而，從以1000倍拍攝的照片中利用圖像解析求出MA的面積分率和平均粒徑。此處，MA的平均粒徑利用圖像解析作為當(dāng)量圓直徑而求得。在表2 — I和表2 —2中，作為本發(fā)明例的No. f 10，其化學(xué)成分、制造方法以及微觀組織均在本發(fā)明的范圍內(nèi)，壓縮強度為430MPa以上的高壓縮強度，DWTT特性和耐HIC性 能也良好。另一方面，No. If 18，雖然化學(xué)成分在本發(fā)明的范圍內(nèi)，但制造方法在本發(fā)明的范圍外，所以壓縮強度、DWTT特性或者耐HIC特性較差。No. 19^23中，化學(xué)成分在本發(fā)明外，所以耐HIC特性較差，或壓縮強度不充分。
權(quán)利要求
1.一種管線管用焊接鋼管，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有C :0. 02、. 06%、Si 0.01 0. 5%、Mn :0. 8 I. 6%、P :0. 012% 以下、S :0. 0015% 以下、Al :0. 01 0. 08%、Nb 0.005 0. 050%、Ti :0. 005 0. 025%、Ca :0. 0005 0. 0035%,N :0. 0020 0. 0060%，并且，C (%)—0.065Nb (%)為0. 025以上，下述式表示的CP值為0. 95以下，Ceq值為0. 28以上，Ti / N為I. 5^4. 0的范圍，剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)形成，CP = 4. 46C (%) + 2. 37Mn (%) / 6 + {I. 18Cr (%) + I. 95Mo (%) + I. 74V (%)} /5 + {I. 74Cu (%) + I. 7Ni (%)} / 15 + 22. 36P (%)，Ceq = C (%) + Mn (%) / 6 + {Cr (%) + Mo (%) + V (%)} / 5 + {Cu (%) + Ni(%)} / 15， 并且，金屬組織為貝氏體分率80%以上、島狀馬氏體MA的分率2%以下、貝氏體的平均粒徑5 ii m以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的管線管用焊接鋼管，其中，以質(zhì)量％計，還含有選自Cu:0. 5%以下、Ni :1. 0%以下、Cr :0. 5%以下、Mo :0. 5%以下、V :0. 1%以下中的I種以上，并且，C(%) —0.065Nb (%) — 0. 025Mo (%) — 0. 057V (%)為 0. 025 以上。
3.一種管線管用焊接鋼管的制造方法，使用鋼板，通過冷軋成型制成鋼管形狀，縫焊對接部，接著進行擴管率為0. 4 1.2%的擴管；所述鋼板是如下制造的將權(quán)利要求I或2所述成分的鋼加熱到95(T120(TC，進行在未再結(jié)晶溫度范圍的壓下率為60%以上、軋制結(jié)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550°C以下而制造的。
4.根據(jù)權(quán)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55(T720°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)明不需要鋼管成型中的特殊的成型條件和造管后的熱處理，而是通過使鋼板的金屬組織最優(yōu)化而提供一種壓縮強度高、厚壁、耐酸性管線管用鋼管。具體而言是一種高壓縮強度和耐酸性優(yōu)異的管線管用焊接鋼管，其中，以質(zhì)量%計含有C0.02～0.06%、Si0.01～0.5%、Mn0.8～1.6%、P0.012%以下、S0.0015%以下、Al0.01～0.08%、Nb0.005～0.050%、Ti0.005～0.025%、Ca0.0005～0.0035%、N0.0020～0.0060%，并且C(%)－0.065Nb(%)為0.025以上、CP值為0.95以下、Ceq值為0.28以上、剩余部分由Fe及不可避免的雜質(zhì)形成，并且，金屬組織為貝氏體分率80%以上、島狀馬氏體的分率2%以下、貝氏體的平均粒徑5μm以下。
文檔編號C21D8/02GK102639734SQ201080053000
公開日2012年8月15日 申請日期2010年11月25日 優(yōu)先權(quán)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, 鹿內(nèi)伸夫 申請人:杰富意鋼鐵株式會社