低温韧性优良的高强度管道用钢板以及高强度管道用钢管 技术领域 本发明涉及最适合用于石油、 天然气等的输送用管道等用途的低温韧性优良的管 道用钢板以及管道用钢管。
背景技术 近年来， 作为原油、 天然气的长距离输送方法， 管道的重要性越来越高。 目前， 作为 长距离输送用的干线管道， 美国石油协会 (API) 标准 X65 成为设计的基础， 实际的使用量也 占压倒性多数。但是， 为了 (1) 通过高压化提高输送效率和 (2) 通过管道的外径、 重量的降 低来提高现场施工效率， 要求更高强度的管道。目前为止直至 X80( 抗拉强度为 620MPa 以 上 ) 的管道已经被实用化， 但对更高强度的管道的需求不断增强。目前， 高强度管道制造法 的研究中， 对于 X80 管道的制造技术 ( 非专利文献 1 以及 2)、 X100( 抗拉强度为 760MPa 以 上 ) 管道的制造技术、 以及 X120 管道的制造技术 ( 专利文献 1 以及 2) 进行了报道。但是， 这样的高强度管道也要求脆性破坏裂纹传播停止特性和高速延展性破坏裂纹传播停止特 性， 如果与其相关的课题无法解决， 则即使能够制造钢板以及钢管， 也不可能作为管道实用 化。
关于脆性破坏裂纹传播停止特性， 特别是需要即使从将管道连接的圆周焊接部产 生脆性破坏也使脆性破坏停止。脆性破坏的裂纹传播速度达到 350m/ 秒以上， 脆性破坏有 可能是高达 100m 直至数 km 的长距离破坏， 因为由该预想的受害的严重程度而受到重视。 作 为评价该脆性破坏裂纹传播停止特性的小型试验， 要求在 DWTT(Drop Weight Tear Test ： 落锤试验 ) 中在标准规定温度下具有 85％以上的延性断口率 ( 也称为塑性断口率 )。
另一方面， 高速延展性破坏裂纹传播停止特性是在钢管的管轴方向上延展性破 坏以高达 100m/ 秒以上的高速进行长距离传播的现象。关于该高速延展性破坏也有可能 是高达 100m 直至数 km 的长距离破坏， 因为由该预想的受害的严重程度而受到重视。据 认为该高速延展性破坏与钢管的夏比能量具有相关性， 通过确保该夏比吸收能量 (Charpy absorption energy) 来防止该高速延展性破坏。
但是， 这些防止基准是以 70ksi( ＝ 490MPa) 以下的强度水平的钢管来确立的， 对 于近年开发的具有 80ksi( ＝ 560MPa) 以上的抗拉强度的钢板来说， 上述参数有可能不充 分。预测该具有 80ksi 以上的钢板的高速延展性破坏传播停止特性的方法尚未确立。与此 相对， 针对高强度管道提出了下述的想法 ： 由 DWTT 引起的破坏的传播能量、 裂纹开口角度 (CTOA) 或者通过预裂产生一次延展性破坏后的由 DWTT 产生的传播能量与高速延展性破坏 裂纹传播停止特性相对应。
为了提高该由 DWTT 引起的脆性裂纹传播停止特性和延展性裂纹传播停止特性， 需要使延展性、 脆性转变温度为标准规定温度以下。 为了降低延展性、 脆性转变温度， 即， 使 低温韧性良好， 需要使晶粒粒径变微细。作为高强度管道的微观组织， 成为以贝氏体、 马氏 体为主体的组织。作为以贝氏体、 马氏体为主体的组织中的晶粒微细化的方法， 已知有 ： 使 渣饼厚度变薄。但是， 使渣饼厚度变薄是有限度的。另外已知， 在以贝氏体、 马氏体为主体
的组织的情况下， 在以轧制方向为轴向轧制面倾斜 40°的面 ( 以下称为 40°面 ) 上 {100} 聚集。 {100} 为铁的解理面， 如果存在中心偏析等的脆化部， 则从该脆化部产生脆性破坏， 在 {100} 聚集的 40°面上脆性破坏连续传播， 难以向延展性破坏转移。以上是以贝氏体、 马氏 体为主体的组织中的 DWTT 延展性、 脆性破坏温度没有向低温侧偏移的一大课题。因此， 由 以贝氏体、 马氏体为主体的组织形成生成了铁素体的多相组织， 创制在 40°面上没有聚集 {100} 的组织， 即使在具有中心偏析等的情况下， 也进行立刻抑制脆性破坏的组织控制 ( 专 利文献 3)。 在创制这样的铁素体的情况下， 强度越高， 铁素体的量越受到限制。 如果铁素体 的量受到限制， 则在 40°面上的 {100} 的聚集不受抑制， 因此在该面上脆性裂纹容易传播。 另外， 在钢管整体中使铁素体均匀地分散也是一个课题。
现有技术文献
专利文献
专利文献 1 国际公开 96/023083 号说明书
专利文献 2 国际公开 96/023909 号说明书
专利文献 3 日本特开 2008-013800 号公报
非专利文献 非专利文献 1NKK 技报 No.138(1992)， pp24-31
非专利文献 2 The 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering(1988)， Volume V， pp179-185
发明内容
发明所要解决的课题
一直以来， 作为以贝氏体、 马氏体为主体的组织中的晶粒微细化的方法， 已知使渣 饼厚度变薄， 但由于铸坯的厚度具有上限， 因此使渣饼厚度变薄是有限度的。另外已知， 在 以贝氏体、 马氏体为主体的组织的情况下， 在以轧制方向为轴向轧制面倾斜 40°的面 ( 以 下称为 40°面 ) 上 {100} 聚集。存在的一大课题是 ： {100} 为铁的解理面， 如果存在中心偏 析等的脆化部， 则从该脆化部产生脆性破坏， 在 {100} 聚集的 40°面上脆性破坏连续传播， 从而没有向延展性破坏转移。
本发明是鉴于这样的情况而进行的， 其课题是改善在具有以贝氏体、 马氏体为主 体的组织的管道等中使用的钢管的低温韧性、 特别是脆性破坏裂纹传播停止特性和高速延 展性破坏裂纹传播停止特性。
用于解决课题的手段
本发明人们对用于得到抗拉强度为 600MPa 以上的低温韧性优良的高强度管道用 钢板以及高强度管道用钢管的钢材应该满足的条件进行了深入的研究， 从而发明了新型的 超高强度管道用钢板以及高强度管道用钢管。另外发现， 即使是以贝氏体、 马氏体为主体 的组织， 像中心偏析这样的脆化相也显著缓和， 当该部位的低温韧性提高时， DWTT 等的延展 性 - 脆性转变温度有可能降低。本发明的主旨如下。
(1) 一种低温韧性优良的高强度管道用钢板， 其特征在于， 以质量％计， 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 ％， 且限制 P 为 0.015 ％以下， S 为 0.0020 ％以下， Ti 为0.030％以下， Al 为 0.030％以下， O 为 0.0035％以下， 剩余部分包含 Fe 以及不可避免的杂 质元素， 并且满足 S/Ca ＜ 0.5， 还限制最大 Mn 偏析度为 2.0 以下， Nb 偏析度为 4.0 以下， Ti 偏析度为 4.0 以下， 并且将以轧制方向为轴向轧制面倾斜 40°的部位处的 {100} 的聚集度 限制为 4.0 以下， 所述钢材具有 600MPa 以上的抗拉强度。
(2) 根据 (1) 所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板， 其特征在于， 以质量％ 计， 还含有 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％的 1 种或 2 种以上。
(3) 根据 (1) 或 (2) 所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板， 其特征在于， 以质 量％计， 还含有 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％中的 1 种或 2 种以上。
(4) 根据 (1) ～ (3) 中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板， 其中， 具 有贝氏体 + 马氏体组织。
(5) 根据 (1) ～ (4) 中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板， 其中， 平 均原奥氏体的平均粒径为 10μm 以下， 且具有贝氏体 + 马氏体组织。
(6) 根据 (1) ～ (6) 中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板， 其中， 具 有贝氏体 + 马氏体组织， 且铁素体分率低于 10％。
(7) 根据 (1) ～ (6) 中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢板， 其特征在 于， 中心偏析部的最高硬度为 400Hv 以下。
(8) 一种低温韧性优良的高强度管道用钢管， 其特征在于， 母材以质量％计含有 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 ％， 且 限 制 P 为 0.015 ％ 以 下， S 为 0.002 ％ 以 下， Ti 为 0.001 ～ 0.030％、 Al 为 0.030％以下， O 为 0.0035％以下， 剩余部分包含 Fe 以及不可避免 的杂质元素， 并且满足 S/Ca ＜ 0.5， 还限制最大 Mn 偏析度为 2.0 以下， Nb 偏析度为 4.0 以 下， Ti 偏析度为 4.0 以下， 而且将以轧制方向为轴向轧制面倾斜 40°的部位处的 {100} 的 聚集度限制为 4.0 以下， 所述钢管具有 600MPa 以上的抗拉强度。
(9) 根据 (8) 所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管， 其特征在于， 所述母材 以质量％计还含有 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％的 1 种或 2 种以上。
(10) 根据 (8) 或 (9) 所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管， 其特征在于， 所述母材以质量％计还含有 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％中的 1 种或 2 种以上。
(11) 根据 (8) ～ (10) 中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管， 其中， 具有贝氏体 + 马氏体组织。
(12) 根据 (8) ～ (11) 中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管， 其中， 平均原奥氏体的平均粒径为 10μm 以下， 且具有贝氏体 + 马氏体组织。
(13) 根据 (8) ～ (12) 中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管， 其中， 具有贝氏体 + 马氏体组织， 且铁素体分率低于 10％。(14) 根据 (8) ～ (13) 中任一项所述的低温韧性优良的高强度管道用钢管， 其特征 在于， 中心偏析部的最高硬度为 400Hv 以下。
发明效果
根据本发明， Mn、 Nb、 Ti 的偏析度降低， 中心偏析部的最高硬度的上升被抑制， 从而 能够制造低温韧性优良的管道用钢板以及管道用钢管等， 产业上的贡献极其显著。 附图说明
图 1 表示 0.06C-1.9Mn-Ni-Cu-Cr 体系中最大 Mn 偏析度对于 DWTT 延性断口率的 图 2 表示 0.06C-1.9Mn-Ni-Cu-Cr 体系中 Nb 偏析度对于 DWTT 延性断口率的影响。 图 3 表示 0.06C-1.9Mn-Ni-Cu-Cr 体系中 Ti 偏析度对于 DWTT 延性断口率的影响。影响。
具体实施方式
以下， 对本发明的内容详细地进行说明。本发明是涉及具有 600MPa 以上的抗拉强 度 (TS) 的低温韧性优良的超高强度管道的发明。该强度水平的超高强度管道与作为以往 主流的 X65 相比能够耐受更高的压力， 因此在相同的尺寸下能够输送更多的气体。在 X65 的情况下， 为了提高压力， 需要使壁厚增厚， 材料费、 输送费、 现场焊接施工费提高， 从而管 道铺设费大幅上升。这是因为， 需要具有 600MPa 以上的抗拉强度 (TS) 的高速延展性破坏 特性优良的超高强度管道。另一方面， 当要成为高强度时， 钢管的制造急剧变困难。在该情 况下， 为了得到包括缝焊部在内的目标特性， 特别是需要改善高速破坏特性， 改善母材的低 温韧性， 改善焊接金属以及焊接热影响部的低温韧性， 而且在破裂试验中使管体断裂。 对母材的高速延展性破坏特性进行说明。 本发明人们对满足母材的高速延展性破 坏特性所需的母材的钢板的破坏韧性进行了深入的研究， 结果发现如下情况。
为了使脆性破坏裂纹传播阻止特性和高速延展性破坏裂纹传播特性提高， 需要母 材具有高的破坏传播停止特性。为了实现该特性， 例如已知重要的是提高落锤试验 (DWTT) 中的延性断口率、 以及提高破坏传播能量。在具有 600MPa 以上的抗拉强度的高强度的情况 下， 基本上为以贝氏体或者马氏体为主体的组织， 在该情况下， 从 Ar3 点以上的温度进行冷 却， 制成钢板。在该情况下， 在作为铁的解理面的 {100} 在以轧制方向为轴相对于轧制面为 40 度的位置处聚集。以下， 在本说明书中， 将以轧制方向为轴相对于轧制面为 40 度的位置 处的面称为 “40°面” 。具体而言， 与无规的情况下的聚集相比， 得到具有 2 倍以上的聚集。 以下， 本说明书中， 将与该无规的情况相比的 {100} 的聚集的比例称为 “聚集度” 。
在高强度钢的情况下， 例如中心偏析的水平差时， 由于中心偏析而产生脆性破坏， 该脆性破坏沿 40°面传播， DWTT 延性断口率和传播能量显著降低。发明人们对中心偏析部 的最大 Mn 偏析度、 Ti 偏析度、 Nb 的偏析度与 DWTT 延性断口率以及 DWTT 传播能量的关系进 行了考察， 结果发现， 中心偏析的最大 Mn 偏析度、 Ti 偏析度、 Nb 偏析度大大地影响了 DWTT 延性断口率或者 DWTT 传播能量。
图 1 ～ 3 中表示 0.06C-1.9Mn-Ni-Cu-Cr 体系中 Mn、 Ti、 Nb 的最大偏析度对 DWTT 延性断口率的影响。可以判定， 当最大 Mn 偏析度、 Ti 偏析度、 Nb 偏析度降低时， DWTT 延性 断口率显著降低。特别是， 当最大 Mn 偏析度为 2.0 以下、 Ti 偏析度为 4.0 以下、 Nb 偏析度
为 4.0 以下时， DWTT 延性断口率显著上升。本发明人们认为这样通过最大 Mn 偏析度、 Ti 偏 析度、 Nb 偏析度降低而使 DWTT 延性断口率显著提高的理由如下。
当 Mn 偏析度提高时， 该区域中的 Mn 浓度上升。因此， 中心偏析部的淬火性提高， 与正常部相比硬度大幅上升。 该区域中的硬度上升时， 低温韧性、 具体而言破坏的产生特性 显著降低。因此， 容易从中心偏析产生破坏， 在 40°面上脆性破坏发展。与此相对， 当最大 Mn 偏析度降低时， 中心偏析部的硬度的上升被抑制， 破坏的发生阻止值提高。
另一方面， Ti 偏析度、 Nb 偏析度提高时， 中心偏析部中的 Ti、 Nb 的碳氮化物的生 成变显著， 这使破坏的产生特性显著降低。相反， 当 Ti、 Nb 的偏析度降低时， 中心偏析部中 的 Ti、 Nb 的碳氮化物的生成被抑制， 破坏的发生特性提高。需要说明的是， 最大 Mn 偏析度 提高时， 以 MnS 的生成不会变显著的方式添加 Ca， 由此抑制 MnS 的形成。
在此， 本发明中， 最大 Mn 偏析度是指， 与钢板以及钢管的除去了中心偏析部后的 平均 Mn 量相对的中心偏析部的最大 Mn 量。同样地 Nb 偏析度和 Ti 偏析度是指， 与钢板以 及钢管的除去了中心偏析部后的平均 Nb 量 (Ti 量 ) 相对的中心偏析部的平均化的最大 Nb 量 (Ti 量 )。
另外， 在测定最大 Mn 偏析度的情况下， 通过 EPMA( 电子探针微分析仪， Electron Probe Micro Analyzer) 或能够将由 EPMA 得到的测定结果进行图像处理的 CMA( 计算机辅 助微分析仪， Computer Aided Micro Analyzer) 来测定钢板以及钢管的 Mn 浓度分布。同 样地关于 Nb 偏析度以及 Ti 偏析度， 也通过 EPMA 或 CMA 分别测定 Nb 浓度分布以及 Ti 浓度 分布。 此时， 根据 EPMA( 或 CMA) 的探头直径不同， 最大 Mn 偏析度的数值会发生变化。本 发明人们发现， 通过使探头直径为 2μm， 能够适当地评价 Mn 的偏析。 关于 Nb 偏析度以及 Ti 偏析度也可知， 通过使探头直径为 2μm， 能够适当地评价偏析。在 Nb 和 Ti 的情况下， 由于 无法正确地求出最大值， 因此求出将测定数据平均化后的值、 即板厚方向的平均的最大值。 需要说明的是， 存在 MnS、 TiN、 Nb(C， N) 等夹杂物时， 最大 Mn 偏析度、 Ti 偏析度、 Nb 偏析度 表观上增大， 因此在碰上有夹杂物的情况下， 除去其值后进行评价。
以下， 对本发明中的母材的化学成分的限定理由进行阐述。
C： C 是使钢的强度提高的元素， 作为其有效的下限， 需要添加 0.03％以上。 另一方 面， C 量超过 0.08％时， 会促进碳化物的生成而损害中心偏析部的低温韧性， 因此将上限设 定为 0.08％以下。另外， 为了抑制正常部的低温韧性、 焊接性和韧性的降低， 优选将 C 量的 上限设定为 0.07％以下。
Si ： Si 为脱氧元素， 需要添加 0.01％以上。另一方面， Si 量超过 0.5％时， 会使焊 接热影响部 (HAZ) 的韧性降低， 因此将上限设定为 0.5％以下。
Mn ： Mn 为使强度以及韧性提高的元素， 需要添加 1.6％以上。另一方面， Mn 量超过 2.3％时， 将使中心偏析部的低温韧性和 HAZ 韧性降低， 因此将上限设定为 2.3％以下。 为了 抑制中心偏析部的低温韧性劣化， 优选将 Mn 量的上限设定为 2.0％以下。
Nb ： Nb 是有助于形成碳化物、 氮化物、 提高强度的元素。为了得到效果， 需要添加 0.001％以上的 Nb。但是， 过量添加 Nb 时， Nb 偏析度会增加， 导致 Nb 的碳氮化物聚集， 从而 耐 HIC 性降低。因此， 本发明中， 将 Nb 量的上限设定为 0.05％以下。
N： N 是形成 TiN、 NbN 等氮化物的元素， 为了利用氮化物使加热时的奥氏体粒径变
微细， 需要使 N 量的下限值为 0.0010％以上。 但是， N 的含量超过 0.0050％时， Ti 与 Nb 的碳 氮化物变得容易聚集， 损害耐 HIC 性。因此， 将 N 量的上限设定为 0.0050％以下。需要说明 的是， 在要求韧性等的情况下， 为了抑制 TiN 的粗大化， 优选将 N 量的上限设定为 0.0035％ 以下。
P： P 是杂质， 含量超过 0.015％时， 损害耐 HIC 性， 并且 HAZ 的韧性降低。因此， 将 P 的含量的上限限制为 0.01％以下。
S： S 是在热轧时生成沿轧制方向延伸的 MnS、 使低温韧性降低的元素。因此， 本发 明中， 需要降低 S 量， 将上限限制为 0.0020％以下。 另外， 为了使韧性提高， 优选将 S 量设定 为 0.0010％以下。S 量越少越优选， 但难以使 S 量低于 0.0001％， 从制造成本的观点考虑， 优选将下限设定为 0.0001％以上。
Ti ： Ti 是通常作为脱氧剂和氮化物形成元素而用于晶粒的细粒化的元素， 本发明 中， 其是通过碳氮化物的形成而使耐 HIC 性和韧性降低的元素。因此， 将 Ti 的含量的上限 限制为 0.030％以下。另外， 在添加低于 0.001％时， 得不到晶粒微细化的效果， 因此将下限 设定为 0.001％。
Al ： Al 是脱氧元素， 但在本发明中， 添加量超过 0.030％时， 观察到 Al 氧化物的聚 集束， 因此限制为 0.030％以下。在要求韧性的情况下， 优选使 Al 量的上限为 0.017％以 下。Al 量的下限值没有特别的限定， 但为了使钢水中的氧量降低， 优选添加 0.0005％以上 的 Al。 O： O 为杂质， 为了抑制氧化物的聚集， 使低温韧性提高， 将上限限制为 0.0035 ％ 以下。为了抑制氧化物的生成， 使母材以及 HAZ 韧性提高， 优选将 O 量的上限值设定为 0.0030％以下。O 量的最佳上限为 0.0020％以下。
Ca ： Ca 是生成硫化物 CaS、 抑制沿轧制方向延长的 MnS 的生成、 显著有助于低 温韧性的改善的元素。Ca 的添加量低于 0.0001 ％时， 得不到效果， 因此将下限值设定为 0.0001％以上。另一方面， Ca 的添加量超过 0.0050％时， 氧化物聚集， 损害了低温韧性， 因 此将上限设定为 0.0050％以下。
本发明中， 通过添加 Ca 而形成 CaS 来固定 S， 因此 S/Ca 的比是重要的指标。S/Ca 的比为 0.5 以上时， 生成 MnS， 形成在轧制时发生延伸化的 MnS。其结果， 低温韧性劣化。因 此， 使 S/Ca 的比低于 0.5。
需要说明的是， 本发明中， 作为改善强度以及韧性的元素， 可以添加 Ni、 Cu、 Cr、 Mo、 W、 V、 Zr、 Ta、 B 中的 1 种或 2 种以上的元素。
Ni ： Ni 是对韧性以及强度的改善有效的元素， 为了得到该效果， 需要添加 0.01％ 以上， 但在添加 2.0％以上时， 焊接性降低， 因此优选将其上限设为 2.0％。
Cu ： Cu 是不使韧性降低而对强度的提高有效的元素， 在低于 0.01％时， 没有效果， 而超过 1.0％时， 在钢坯加热时或焊接时容易产生裂纹。 因此， 优选将其含量设定为 0.01 ～ 1.0％以下。
Cr ： Cr 为了通过析出强化来提高钢的强度， 添加 0.01 ％以上是有效的， 但在大 量添加时， 使淬火性提高， 产生贝氏体组织， 使低温韧性降低。因此， 优选将其上限设定为 1.0％。
Mo ： Mo 是提高淬火性， 同时形成碳氮化物而改善强度的元素， 为了得到该效果， 优
选添加 0.01％以上。另一方面， 在以超过 0.60％的量大量添加 Mo 时， 成本上升， 因此优选 将上限设定为 0.60％以下。另外， 钢的强度上升时， 低温韧性有时降低， 因此将优选的上限 设定为 0.20％以下。
W： W 是对强度的提高有效的元素， 优选添加 0.01％以上， 更优选添加 0.05％以上。 另一方面， 在添加超过 1.0％的 W 时， 有时导致韧性的降低， 因此优选将上限设定为 1.0％以 下。
V： V 是形成碳化物、 氮化物、 有助于强度的提高的元素， 为了得到效果， 优选添加 0.01％以上。另一方面， 在添加超过 0.10％的 V 时， 有时导致低温韧性的降低， 因此优选将 上限设定为 0.10％以下。
Zr、 Ta ： Zr 以及 Ta 与 V 同样， 是形成碳化物、 氮化物、 有助于强度的提高的元素， 为 了得到效果， 优选添加 0.0001％以上。另一方面， 以超过 0.050％的量过量添加 Zr 以及 Ta 时， 有时导致低温韧性的降低， 因此优选将其上限设定为 0.050％以下。
B： B 是在钢的晶界偏析而显著有助于淬火性的提高的元素。为了得到该效果， 优 选添加 0.0001％以上的 B。另外， B 生成 BN， 使固溶 N 降低， 因而其是也有助于焊接热影响 部的韧性的提高的元素， 因此更优选添加 0.0005％以上。另一方面， 过量添加 B 时， 向晶界 的偏析变得过量， 有时导致低温韧性的降低， 因此优选使上限为 0.0020％。
另外， 为了控制氧化物和硫化物等夹杂物， 可以含有 REM、 Mg、 Zr、 Ta、 Y、 Hf、 Re 中的 1 种或 2 种以上。
REM ： REM 是作为脱氧剂以及脱硫剂添加的元素， 优选添加 0.0001％以上。另一方 面， 以超过 0.010％的量添加时， 生成粗大的氧化物， 有时 HIC 性、 母材以及 HAZ 的韧性降低， 优选的上限为 0.010％以下。
Mg ： Mg 是作为脱氧剂以及脱硫剂添加的元素， 特别是生成微细的氧化物， 也有助 于 HAZ 韧性的提高。为了得到该效果， 优选添加 0.0001％以上的 Mg， 更优选添加 0.0005％ 以上的 Mg。 另一方面， 在添加超过 0.010％的 Mg 时， 氧化物容易凝聚， 粗大化， 有时导致 HIC 性的劣化、 母材以及 HAZ 的韧性的降低。因此， 优选将 Mg 的量的上限设定为 0.010％以下。
Y、 Hf、 Re ： Y、 Hf、 Re 与 Ca 同样， 是生成硫化物、 抑制沿轧制方向延长的 MnS 的生成、 有助于耐 HIC 性的提高的元素。为了得到这样的效果， 优选添加 0.0001％以上的 Y、 Hf、 Re， 更优选添加 0.0005％以上的 Y、 Hf、 Re。另一方面， Y、 Hf、 Re 的量超过 0.0050％时， 氧化物 增加， 发生凝聚、 粗大化时， 损害耐 HIC 性， 因此优选将上限设定为 0.0050％以下。
另外， 本发明中， 使最大 Mn 偏析度、 Nb 偏析度以及 Ti 偏析度分别为 2.0 以下、 4.0 以下以及 4.0 以下。
通过使最大 Mn 偏析度为 2.0 以下， 中心偏析部的硬度上升被抑制， 中心偏析部的 低温韧性提高。另外， 当使 Nb 偏析度为 4.0 以下时， 聚集的 Nb(C， N) 的生成被抑制， 当使 Ti 偏析度为 4.0 以下时， 聚集的 TiN 的生成被抑制， 均能够防止中心偏析部的低温韧性的劣 化。
最大 Mn 偏析度是与钢板以及钢管的除去了中心偏析部后的平均 Mn 量相对的中心 偏析部的最大 Mn 量， 可以通过探头直径为 2μm 的 EPMA 或 CMA 来测定钢板以及钢管的 Mn 浓度分布而求出。关于 Nb 偏析度以及 Ti 偏析度， 也同样通过探头直径为 2μm 的 EPMA 或 CMA 来分别测定 Nb 浓度分布以及 Ti 浓度分布， 求出与钢板以及钢管的除去了中心偏析部后的平均 Nb 量相对的中心偏析部的平均化后的最大 Nb 量 (Nb 偏析度 )、 与钢板以及钢管的除 去了中心偏析部后的平均 Ti 量相对的中心偏析部的平均化后的最大 Ti 量 (Ti 偏析度 )。
以下对用于抑制最大 Mn 偏析度、 Nb 偏析度以及 Ti 偏析度的方法进行说明。
为了抑制 Mn、 Nb 以及 Ti 的偏析， 在连铸中的最终凝固时的轻压下最佳。最终凝固 时的轻压下是为了消除由铸造的冷却的不均匀引起的凝固部与未凝固部的混合存在而实 施的， 由此可以在宽度方向上均匀地最终凝固。
“40°面” 的 {100} 的聚集度超过 4.0 时， 观察到倾斜的整个面脆性断裂， DWTT 延 性断口率不满足 85％， 因此将 {100} 的聚集度设定为 4.0 以下。
连铸中， 通常对钢坯进行水冷， 宽度方向的端部冷却得快， 宽度方向的中央部的冷 却被强化。因此， 即使在钢坯的宽度方向的端部以及中央部进行凝固， 在宽度方向的 1/4 部 处， 凝固延迟， 在钢坯的内部残存未凝固部。 因此， 在钢坯的宽度方向上， 凝固部和未凝固部 不会变均匀， 例如有时凝固部与未凝固部的界面的形状在宽度方向上成为 W 型。在这样的 宽度方向上产生不均匀的凝固时， 助长了偏析， 硬度上升， 使低温韧性劣化。
与此相对， 在连铸中， 在进行最终凝固时的轻压下时， 未凝固部被按压， 可以使其 在宽度方向上均匀地凝固。 另外， 如果在宽度方向上产生不均匀的凝固后施加轻压下， 则由 于凝固部的变形阻力大， 无法有效地按压未凝固部。 因此， 为了不产生这样的 W 型的凝固， 优选在根据铸坯的最终凝固位置处的中心 固相率的宽度方向的分布对轧制量进行控制的同时进行轻压下。由此， 在宽度方向上也使 中心偏析被抑制， 可以进一步缩小最大 Mn 偏析度、 Nb 偏析度、 Ti 偏析度。
含有上述的成分的钢经炼钢工序熔炼后， 通过连铸形成钢坯， 对钢坯进行再加热， 实施厚板轧制， 制成钢板。在该情况下， 将钢坯的再加热温度设定为 1000℃以上， 使再结晶 温度范围内的压下比为 2 以上， 使未再结晶范围内的压下比为 3 以上， 进行厚板轧制。另 外， 在轧制结束后进行水冷， 但使水冷开始温度从 Ar3 点以上的温度开始进行， 而且优选使 水冷停止温度为 250 ～ 600℃。在水冷停止温度低于 250℃的情况下， 有时产生裂纹。如果 为该温度范围， 则得到具有贝氏体和马氏体分率为 90％以上的微观组织。 另外， 可以使平均 原奥氏体粒径为 10μm 以下。
平均原奥氏体粒径的测定方法是根据 ASTM 的 E112 的测定方法。在使再结晶温度 范围内的压下比低于 2、 并且使未再结晶范围内的压下比低于 3 的情况下进行厚板轧制时， 无法使平均原奥氏体粒径为 10μm 以下。平均的原奥氏体粒径为 10μm 以上时， DWTT 延性 断口率不能满足 85％。因此， 使平均原奥氏体粒径为 10μm 以下。
需要说明的是， 再结晶温度范围是在轧制后生成再结晶的温度范围， 对于本发明 的钢的成分来说， 大致超过 900℃。另一方面， 未再结晶温度范围是在轧制后不产生再结晶 以及铁素体相变的温度范围， 对于本发明的钢的成分来说大致为 750 ～ 900℃。 将再结晶温 度范围内的轧制称为再结晶轧制或粗轧制， 将未再结晶温度范围内的轧制称为未再结晶轧 制或精轧制。
在未再结晶轧制后， 从 Ar3℃以上的温度开始水冷， 将水冷停止温度设定为 250℃ 以上， 由此可以使中心偏析的最大硬度为 400Hv 以下。另外， 使水冷停止温度为 400℃以上 时， 同样地相变后的硬质的马氏体的一部分分解， 可以将硬度抑制到 350Hv 以下。另外， 水 冷停止温度过高时， 强度降低， 因此需要大量添加合金， 因而优选为 600℃以下。 需要说明的
是， 硬度测定方法是通过探头直径为 2μm 的 EPMA 或 CMA 测定钢板以及钢管的 Mn 浓度分布 的中心偏析部， 将对该测定部位用 25g 的载荷以 0.5mm 间距以格子状进行打击时的最高载 荷表示为硬度。
实施例
下面， 通过实施例对本发明进行更加详细的说明。将具有表 1 所示的化学成分的 钢进行熔炼， 通过连铸得到厚度为 240mm 的钢坯。连铸中实施了最终凝固时的轻压下。将 所得到的钢坯加热至 1050 ～ 1250℃， 在超过 900℃的再结晶温度范围内进行热轧， 接着， 进 行 750 ～ 900℃的未再结晶温度范围内的热轧。热轧后， 在 700℃以上开始水冷， 在 250 ～ 500℃的温度下停止水冷。 由此， 钢坯的微观组织得到贝氏体和马氏体的合计分率为 90％以 上的组织。
然后， 将钢板通过 C 压制、 U 压制、 O 压制成形为管状， 对端面进行定位焊， 从内外面 进行主焊接后， 扩管后得到钢管。需要说明的是， 主焊接采用埋弧焊接。
从所得到的钢板以及钢管上采集拉伸试验片、 DWTT 片、 宏观试验片， 用于各自试 验。DWTT 基于 API5L3 进行。另外， 使用宏观试验片， 通过 EPMA 测定 Mn、 Nb、 Ti 的偏析度。 通过 EPMA 测定偏析度， 使探头直径为 2μm， 以总厚 ×20mm 宽的测定面积实施。基于 JIS Z 2244 测定中心偏析的维氏硬度。维氏硬度的测定是使载荷为 25g， 对在通过 EPMA 测定的厚 方向的 Mn 浓度的分布中的 Mn 浓度最高的部位进行测定。 表 2 中， 示出了钢板的板厚、 最大 Mn 偏析度、 Nb 偏析度、 Ti 偏析度、 中心偏析部的 最高硬度、 抗拉强度以及通过 DWTT 求得的延性断口率。另外， 表 3 中， 示出了钢管的壁厚、 主焊接的热量输入量、 通过 DWTT 求得的延性断口率。需要说明的是， 钢管的最大 Mn 偏析 度、 Nb 偏析度、 Ti 偏析度、 中心偏析部的最高硬度与钢板同等， 钢管的抗拉强度比钢板约大 10％。
钢 1 ～ 22 以及 32 是本发明的例子， 这些钢板的最大 Mn 偏析度为 2.0 以下， Nb 偏 析度为 4.0 以下， Ti 偏析度为 4.0 以下， 中心偏析部的最高硬度为 400Hv 以下， DWTT 延性断 口率均满足 85％以上。以这些钢板作为原材料的钢管也同样。
另一方面， 钢 23 ～ 31 以及 33 ～ 35 表示在本发明的范围外的比较例。即， 因为基 本成分或者选择元素内的任一种元素在本发明的范围外， 或者 S/Ca 为 0.5 以上， 因此可知 由 DWTT 引起的延性断口率低于 85％。
钢 33 的 40°面的 {100} 的聚集度超过 4.0， 延性断口率低于 85％。钢 34 的基本 成分的元素在本发明的范围外， 并且 40°面的 {100} 的聚集度超过 4.0， 因此延性断口率低 于 85％。钢 35 的 Nb 的偏析度、 Ti 的偏析度超过 4.0， 并且 40°面的 {100} 的聚集度超过 4.0， 因此延性断口率低于 85％。
表314CN 102482744 A 钢板 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 板厚， mm 14 19 15 12 16 23 27 28 19 16 15 17 13 16 14 13 19 16 13 21 25 14 16说明书DWTT 延性断口率，％ 90 95 86 95 92 94 93 90 87 89 85 86 91 97 98 89 93 94 89 90 94 92 6012/13 页钢管内外面的热量输入， kJ/mm 2.4 3.3 2.6 2.1 2.8 4.0 4.7 4.9 3.3 2.8 2.6 3.0 2.3 2.8 2.4 2.3 3.3 2.8 2.3 3.7 4.3 2.4 2.715CN 102482744 A 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35
20 14 19 21 14 13 16 19 12 16 14 25 3.5 2.4 3.3 3.7 2.4 2.3 2.8 3.3 2.1 2.7 2.4 4.3说明书70 50 30 56 60 68 70 46 85 32 28 4013/13 页产业上的可利用性
对本发明的化学成分以及制造方法进行了限定， 并对中心偏析部的最高硬度以及 未压接部的长度进行了限定。根据该效果， 可以制造低温韧性优良的管道用钢板以及管道 用钢管。结果， 对于管道的安全性大幅提高， 产业上的可利用性高。