CN102203301B

CN102203301B - 超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法

Info

Publication number: CN102203301B
Application number: CN200980143424.0A
Authority: CN
Inventors: 原卓也; 藤城泰志; 寺田好男; 篠原康浩; 清水笃史; 内田悠
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-11-06
Filing date: 2009-11-06
Publication date: 2013-06-12
Anticipated expiration: 2029-11-06
Also published as: RU2461636C1; WO2010052926A1; CN102203301A; JP4819185B2; JPWO2010052926A1; BRPI0921686B1; BRPI0921686A2

Abstract

本发明提供一种超高强度管线管用钢板的制造方法，其中，熔炼以质量％计含有C：0.03～0.08％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.5～2.5％、P：0.01％以下、S：0.0030％以下、Nb：0.0001～0.20％、Al：0.0005～0.03％、Ti：0.003～0.030％、B：低于0.0003％、N：0.0010～0.0050％、O：0.0050％以下，剩余部分包括铁及不可避免的杂质的钢；铸造该钢以形成钢坯；对该钢坯实施热轧以形成钢板；在进行水冷直至达到比M_S点高的规定温度后，将进行回流换热的处理重复至少1次以上，冷却所述钢板的表面；通过进行最终水冷，将所述钢板的表面冷却到M_S点以下的温度。

Description

超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法

技术领域

本发明涉及钢管的圆周方向的抗拉强度(TS)达到625MPa以上的变形能及低温韧性优良的超高强度管线管用钢板的制造方法及采用该钢板制造的超高强度管线管用钢管的制造方法。特别是能够广泛地使用通过本发明的制造方法得到的钢管作为天然气、原油输送用管线管。

本申请基于2008年11月6日提出的日本专利申请特愿2008-285612号并主张其优先权，这里引用其内容。

背景技术

近年来，作为原油、天然气的长距离输送方法，管线管的重要性越发高涨。现在，作为长距离输送用的干线管线管，美国石油协会(API)标准X65成为设计的根本，X65的管线管的实际使用量也压倒性地占大多数。可是，为了(1)高压化的输送效率的提高、及(2)通过减低管线管的外径、重量而提高现场施工效率，期望更高强度的管线管。迄今为止，直至X120(抗拉强度为915MPa以上)的管线管已经实用化。

另一方面，近年来，管线管的设计的思路在变化。以往，是使应力统一的管线管的设计(“stress based design”)。但是，最近，采用即使对管线管施加变形也不破坏钢管的圆周焊接部或钢管本身也不会压曲这样的设计(“strain based design”)。迄今为止，关于X80以上的高强度管线管，研究了用于确保母材的低温韧性及焊接热影响区的韧性的化学成分及制造条件。但是，在“strain based design”的情况下，还要求母材的变形能或钢管的涂装后的变形能。如果不解决这些有关韧性及变形能的课题，则“strain based design”用的X80以上的管线管用钢管的制造是不可能的。在管线管的超高强度化中，需要用于一面确保母材的强度和低温韧性的平衡、焊接金属韧性及焊接热影响区(HAZ)韧性、现场焊接性、抗接头软化性、破裂试验中的耐管体破裂性等，一面制造母材变形能优良的钢管的制造条件。因此，一直期望开发满足这些钢管特性的X80以上的超高强度厚壁管线管。

迄今为止，关于管线管用钢管的制造方法，为了改善上述钢管特性，例如，提出了以下的方法。在专利文献1及专利文献2中，为了提高钢管的变形能，提出了都在到500～600℃的前段对钢板进行缓冷，在其后的后段以比前段快的冷却速度进行冷却的方法。在该方法中，能够控制钢板及钢管的显微组织。再者，在专利文献3及专利文献4中，为了改善钢管的耐压曲性，都以15℃/s以上的一定的冷却速度进行冷却，以制造16mm厚的钢板。

先行技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004-131799号公报

专利文献2：日本特开2003-293089号公报

专利文献3：日本特开平11-279700号公报

专利文献4：日本特开2000-178689号公报

发明内容

发明所要解决的课题

但是，在专利文献1及专利文献2中公开的方法中，因钢板的水冷停止温度的偏差大，因而存在钢板材质的偏差大的问题。另外，在专利文献3及专利文献4中公开的方法中，也因钢板的水冷停止温度的偏差大，除了钢板强度的偏差大以外，在确保钢板的变形能的方面也成为大的问题。

本发明提供母材的强度、低温韧性及变形能优良的、且容易现场焊接的抗拉强度为625MPa以上(API标准X80以上)的超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法。

用于解决课题的手段

本发明人就用于得到抗拉强度为625MPa以上、且低温韧性优良的超高强度钢板及钢管的钢板及钢管的制造条件进行了潜心的研究。其结果是，以至发明了超高强度管线管用钢板及超高强度管线管用钢管的新的制造方法。本发明的要旨如下。

(1)一种超高强度管线管用钢板的制造方法，其中，熔炼以质量％计含有C：0.03～0.08％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.5～2.5％、P：0.01％以下、S：0.0030％以下、Nb：0.0001～0.20％、Al：0.0001～0.03％、Ti：0.003～0.030％、B：低于0.0003％、N：0.0010～0.0050％、O：0.0050％以下，剩余部分包括铁及不可避免的杂质的钢；铸造该钢以形成钢坯；对该钢坯实施热轧以形成钢板；在进行水冷直至达到比M_S点高的规定温度后，将进行回流换热的处理重复至少1次以上，冷却所述钢板的表面；通过进行最终水冷，将所述钢板的表面冷却到M_S点以下的温度。

这里，

M_S＝545-330[C]+2[Al]-14[Cr]-13[Cu]-23[Mn]-5[Mo]-4[Nb]-13[Ni]-7[Si]+3[Ti]+4[V]

其中，[C]、[Al]、[Cr]、[Cu]、[Mn]、[Mo]、[Nb]、[Ni]、[Si]、[Ti]、[V]分别为C、Al、Cr、Cu、Mn、Mo、Nb、Ni、Si、Ti、V的含量(％)。

(2)根据上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，所述钢以质量％计也可以进一步含有Mo：0.01～1.0％、Cu：0.01～1.5％、Ni：0.01～5.0％、Cr：0.01～1.5％、V：0.01～0.10％、W：0.01～1.0％、Zr：0.0001～0.050％、Ta：0.0001～0.050％中的至少1种。

(3)根据上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，所述钢以质量％计也可以进一步含有Mg：0.0001～0.010％、Ca：0.0001～0.005％、REM：0.0001～0.005％、Y：0.0001～0.005％、Hf：0.0001～0.005％、Re：0.0001～0.005％中的至少1种。

(4)根据上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，从最初的水冷到钢板表面达到马氏体相变开始温度(M_S点)的平均冷却速度(℃/s)也可以为V_C90以下。

这里，

M_S＝545-330[C]+2[Al]-14[Cr]-13[Cu]-23[Mn]-5[Mo]-4[Nb]-13[Ni]-7[Si]+3[Ti]+4[V]

V_C90＝10^{(3.69-0.75β)}

β＝2.7[C]+0.4[Si]+[Mn]+0.45([Ni]+[Cu])+0.8[Cr]+2[Mo]

(5)根据上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，所述水冷及所述最终水冷的速度也可以为V_C90以上。

(6)根据上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，在所述热轧中，所述钢坯的再加热温度也可以为950℃以上，所述钢坯的未再结晶温度区的压下比也可以为3以上。

(7)根据上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，也可以从800℃以下的冷却开始温度开始冷却。

(8)一种超高强度管线管用钢管的制造方法，其中，将用上述(1)所述的超高强度管线管用钢板的制造方法制造的钢板通过UO造管成形为管状，从内外面使用焊丝和烧成型或熔融型焊剂，对所述钢板的对接部进行埋弧焊，然后进行扩管。

(9)根据上述(8)所述的超高强度管线管用钢管的制造方法，也可以在进行了所述埋弧焊后，且在进行所述扩管之前，对焊接部进行热处理。

(10)根据上述(8)所述的超高强度管线管用钢管的制造方法，也可以在200℃～500℃的温度下对所述焊接部进行热处理。

发明的效果

根据本发明，在将限定了化学成分的钢板热轧后，通过一边重复水冷和回流换热一边进行冷却，可减小钢板及钢管的强度偏差，改善变形时效前后的钢板及钢管的变形能。其结果是，相对于管线管的安全性得以大幅度提高。

附图说明

图1A是制造的钢板的板厚方向的硬度分布的概略图。

图1B是冷却中的钢板的板厚方向的温度分布的概略图。

图2是表示钢板表面的冷却图形和钢的相变曲线的关系的一个例子的概略图。

具体实施方式

以下，对本发明的内容进行详细说明。

本发明是涉及具有625MPa以上的抗拉强度(TS)且低温韧性优良的超高强度管线管的发明。该强度水准的超高强度管线管与以往主流的X65相比较，可抗大约1.2～2.0倍的压力，因此可用与以往相同的尺寸输送更多的气体。在以更高的压力使用X65时，需要加厚管线管的壁厚。因此，材料费、运输费、现场焊接施工费提高，管线管铺设费用大幅度上升。因此，为了削减管线管铺设费用，需要具有625MPa以上的抗拉强度(TS)且低温韧性优良的超高强度管线管。另一方面，在所要求的钢管的强度增加的同时，钢管的制造变得非常困难。特别是，在要求“strain based design”时，不仅需要得到母材的强度和低温韧性的平衡及缝焊部的韧性，而且必须得到也包含变形时效后的变形能的目标特性。但是，满足这些所有的特性是非常困难的。

在要求“strain based design”的管线管中，连接管线管间的焊接金属的强度(圆周焊接部的强度)必须高于母材(为钢板或钢管的钢板的部分)的长度方向(管线管的管轴方向)的强度。在使用管线管的环境中，有时夏季冻土溶化、或冬季再次生成冻土。在这种情况下，管线管产生变形，从圆周焊接部断裂。特别是在圆周焊接部的强度相对于母材强度为低强匹配的情况下，则在更小的变形下断裂。因此，需要使母材的长度方向的强度低于圆周焊接部的强度，根据圆周焊接部的强度的不同而对母材的长度方向的强度设定上限。特别是，由于管线管的各等级具有强度范围，因此根据该上限的不同，将用于制造管线管的母材的强度限制在狭窄的范围内。因此，要求稳定地制造抑制了强度偏差的管线管及其母材。

为了将管线管的母材的抗拉强度限制在625MPa以上、且限制在狭窄的范围，发明人进行了潜心的研究。其结果是，弄清了作为钢板采用低碳钢，使钢板的热轧时的冷却条件优化是非常重要的。例如，如果C量超过0.08％，则淬硬性过高，因而在钢板的中心部和表面强度变化大。因此，作为钢板采用低碳钢。另外，例如，即使C量为0.08％以下，如果完全不限制钢板表面的冷却条件而进行冷却，则根据钢板表面的冷却方法的不同，或生成马氏体、或不生成马氏体。此时，在钢板表面和钢板的厚度方向中心部(钢板内部)之间产生硬度差，或在一块钢板内或制造的钢板间产生强度偏差，因此，不能制造具有狭窄范围的强度的管线管。

采用图1A及图1B对上述强度的偏差进行说明。图1A是制造的钢板的板厚方向的硬度分布的概略图，图1B是冷却中的钢板的板厚方向的温度分布的概略图。在图1A及图1B中，虚线表示板厚的中心，点划线(a)表示利用水冷的单纯冷却(例如图2中的虚线(i)表示的冷却条件)的结果，实线(b)表示采用本发明的冷却条件的结果。如图1A的点划线(a)所示，在完全不限制钢板表面的冷却条件而进行冷却(单纯冷却)的情况下，在钢板表面和钢板的板厚方向中心部(钢板内部)之间产生硬度差。该硬度差起因于图1B所示的冷却中的钢板的板厚方向的温度分布。水冷时钢板表面直接与水接触，因此容易被冷却。但是，在钢板内部，因冷却速度受传热支配，因此钢板内部与钢板表面相比不容易被冷却。因此，在钢板表面和钢板内部，可分别得到硬度不同的组织。因此，在单纯冷却中，根据冷却中的钢板内的温度分布的不同，在制造的钢板内产生硬度分布。这样的硬度分布不局限于板厚方向，可根据冷却的水量的不均等不均匀性而产生在钢板内的任意的地方。这样的钢板内的强度偏差在钢板表面产生应力集中的钢管的制造时，在可能导致皱纹或裂纹等表面缺陷方面成为问题。另外，在单纯冷却中，停止钢板水冷的温度在每一制造批次中往往发生变化，因此在制造的钢板间容易产生强度偏差。

为了抑制这样的强度的偏差，不是一次使钢板表面冷却、而是一边重复水冷和后述的回流换热一边进行冷却，由此成功地抑制了一块钢板内及制造的钢板间的强度的偏差。所谓回流换热，指的是通过将水冷停止规定时间，使热从钢板内部传到钢板表面(从高温部向低温部的传热)，从而在水冷后立即提高钢板表面(低温部)的温度的处理。在该回流换热的作用下，钢板内部和钢板表面的温度差减小，钢板内的温度分布变得均匀。另外，即使是不同的制造批次，也能够均匀地控制温度过程。但是，在本发明中，为了得到贝氏体/铁素体混合组织，最重要的是在比马氏体相变开始温度(M_S点)高的规定温度下对钢板表面进行水冷后，至少将进行回流换热的处理重复一次以上，如此进行冷却。再者，如果将从水冷开始(最初的水冷)直到钢板表面达到马氏体相变开始温度(M_S点)的钢板表面的平均冷却速度设定为得到90％马氏体组织的临界的冷却速度以下，则可更加抑制强度偏差。此外，也可以通过调节冷却水量(例如减少水量)来进行回流换热。另外，也可以在进行了最终水冷后进行回流换热。在这种情况下，水冷停止温度有时也超过M_S点。

以下，对限定本发明的钢板(母材)成分的理由进行说明。此外，关于本发明的化学成分，％表示质量％。

C作为提高母材强度的基本的元素是不可或缺的。因此，需要添加0.03％以上的C。如果超过0.08％地过剩添加C，则钢材的焊接性或韧性降低。因此，将C的添加量的上限规定为0.08％。

Si作为炼钢时的脱氧元素是必要的。为了脱氧，需要在钢中添加0.01％以上的Si。但是，如果超过0.50％地添加Si，则钢材的HAZ韧性降低。因此，将Si的添加量的上限规定为0.50％。

Mn对于确保母材的强度及韧性是必要的元素。但是，如果Mn量超过2.5％，则母材的HAZ韧性显著降低。在Mn量低于1.5％时，母材的强度确保变得困难，因此将Mn量的范围规定为1.5～2.5％。

P是对钢的韧性产生影响的元素。如果P量超过0.01％，则不仅母材的韧性而且HAZ的韧性也显著降低。因此，将P量的上限规定为0.01％。

S如果超过0.0030％地过剩添加，则生成粗大的硫化物。该粗大的硫化物使韧性降低，因此将S量的上限规定为0.0030％。

Nb是具有通过形成碳化物、氮化物来提高强度的效果的元素。但是，在添加0.0001％以下的Nb时，没有其效果。另外，在添加超过0.20％的Nb时，导致韧性降低。因此，将Nb量的范围规定为0.0001～0.20％。

Al通常作为脱氧材料添加。在本发明中，如果超过0.03％地添加Al，则不生成Ti主体的氧化物。因此，将Al量的上限规定为0.03％。另外，为了降低钢水中的氧量，需要添加0.0001％以上的Al。因此，将Al量的下限规定为0.0001％。

Ti是作为脱氧材料、另外作为氮化物形成元素在晶粒的微细化中发挥效果的元素。但是，大量的Ti的添加带来碳化物形成造成的显著的韧性降低，因此需要将Ti量的上限规定在0.030％。但是，为了得到规定的效果，需要添加0.003％以上的Ti。因此，将Ti量的范围规定为0.003～0.030％。

B是一般通过固溶在钢中使淬硬性增加，显著抑制铁素体生成的元素。因此，将B量规定为低于0.0003％。

N使TiN微细地析出，对于使奥氏体粒径微细化是必要的。在N量为0.0010％时，微细化不充分，因此将N量的下限规定为0.0010％。另外，如果N量超过0.0050％，则固溶N量增加，使母材的低温韧性劣化，因此将N量的上限规定为0.0050％。

O如果超过0.0050％地过剩添加，则生成粗大的氧化物，使母材的韧性降低。因此，将O量的上限规定为0.0050％。

含有以上元素，剩余部分包括铁(Fe)及不可避免的杂质的钢是作为本发明的钢板及钢管采用的优选的基本组成。

此外，在本发明中，可根据需要，作为改善强度及韧性的元素，可以从Mo、Cu、Ni、Cr、V、Zr、Ta中选择添加至少1种元素。

Mo是在提高淬硬性的同时，形成碳化物及氮化物以改善强度的元素。为了得到其效果，需要添加0.01％以上的Mo。但是，超过1.0％的大量Mo的添加使母材的强度增加到所需以上，同时使韧性显著降低。因此，将Mo量的范围规定为0.01～1.0％。

Cu对于在不降低韧性的情况下增加强度是有效的元素。但是，在Cu量低于0.01％时没有其效果，如果Cu量超过1.5％，则在钢坯加热时或焊接时容易发生裂纹。因此，将Cu量的含量规定为0.01～1.5％。

Ni对于改善韧性及强度是有效的元素。为了得到其效果，需要添加0.01％以上的Ni。但是，在超过5.0％地添加Ni的情况下，焊接性降低。因此，将Ni量的上限规定为5.0％。

Cr是通过析出强化提高钢的强度的元素。因此，需要添加0.01％以上的Cr。但是，如果大量地添加Cr，则因淬硬性增加而生成马氏体组织，使韧性降低。因此，将Cr量的上限规定为1.5％。

V是具有通过形成碳化物及氮化物而提高强度的效果的元素。但是，添加0.01％以下的V时，则没有其效果。另外，在添加超过0.10％的V时，导致韧性降低。因此，将V量的范围规定为0.01～0.10％。

W是在提高淬硬性的同时，形成碳化物及氮化物以改善强度的元素。为了得到其效果，需要添加0.01％以上的W。但是，超过1.0％的大量的W的添加使母材的强度增加到所需以上，而且使韧性显著降低。因此，将W量的范围规定为0.01～1.0％。

Zr及Ta也与Nb同样，是具有通过形成碳化物及氮化物而提高强度的效果的元素。但是，在0.0001％以下添加时，没有其效果。另外，在添加超过0.050％的Zr或Ta时，导致韧性降低。因此将Zr或Ta的量的范围规定为0.0001～0.050％。

另外，在本发明中，根据需要，为了提高氧化物的钉扎效果或耐层状撕裂性，能够添加Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re中的至少1种元素。

Mg主要作为脱氧材料添加。但是，如果超过0.010％地添加Mg，则容易生成粗大的氧化物，母材及HAZ韧性降低。另外，在低于0.0001％的Mg的添加时，不能充分期待作为晶内相变和钉扎粒子所必需的氧化物的生成。因此将Mg的添加范围规定为0.0001～0.010％。

Ca及REM、Y、Hf、Re通过生成硫化物来抑制容易向轧制方向伸长的MnS的生成，改善钢材的板厚方向的特性，特别是耐层状撕裂性。在Ca及REM、Y、Hf、Re都低于0.0001％时，不能得到此效果。因此，将Ca及REM、Y、Hf、Re的量的下限规定为0.0001％。相反，如果Ca及REM、Y、Hf、Re都超过0.0050％，则Ca及REM、Y、Hf、Re的氧化物的个数增加，超微细的含Mg氧化物的个数降低。因此，将Ca及REM、Y、Hf、Re的量的上限规定为0.0050％。

在通过炼钢工序熔炼了含有上述成分的钢后，通过连续铸造等进行铸造，从而形成钢坯(铸坯)。对该钢坯实施热轧(在将钢坯加热后轧制)，从而形成钢板。此时，将该钢坯加热到A_C3点以上的温度(再加热温度)，进行轧制从而使再结晶温度区的压下比为2以上，未再结晶温度区的压下比为3以上。其结果是，得到的钢板的平均原奥氏体粒径为20μm以下。

上述钢坯(铸坯)的再加热温度优选为950℃以上。另外，如果再加热温度过高，则在加热时γ晶粒粗大化，因此优选将再加热温度规定为1250℃以下。

关于再结晶温度区的压下比，如果压下比低于2，则不能充分产生再结晶，因此优选将压下比规定为2以上。

如果将未再结晶温度区的压下比规定为3以上，则钢板的平均原奥氏体粒径可达到20μm以下。因此，优选将未再结晶温度区的压下比规定为3以上。更优选的是，未再结晶温度区的压下比为4以上。在此种情况下，能够使钢板的平均原奥氏体粒径在10μm以下。

关于开始水冷的温度(水冷开始温度)，优选从800℃以下的水冷开始温度开始对钢板进行冷却。也就是说，从A_e3点以下开始钢板的冷却。在此种情况下，由于通过产生铁素体相变来降低钢板的屈服比，因此钢板的变形能变得良好。

关于冷却方法，最重要的是通过将水冷和回流换热重复到钢板表面达到马氏体相变开始温度，从而将钢板表面冷却。通过该冷却方法，能够抑制上述钢板的强度偏差。再者，如果使从水冷开始(最初的水冷)直到钢板表面达到马氏体相变开始温度(M_S点)的钢板表面的平均冷却速度(℃/s)为得到90％马氏体组织的临界的冷却速度V_C90(℃/s)以下，则可以进一步抑制强度偏差。此外，下记式(1)和式(2)及式(3)中分别示出M_S点和V_C90的计算式。

M_S＝545-330[C]+2[Al]-14[Cr]-13[Cu]-23[Mn]-5[Mo]-4[Nb]-13[Ni]-7[Si]+3[Ti]+4[V] (1)

V_C90＝10^{(3.69-0.75β)} (2)

β＝2.7[C]+0.4[Si]+[Mn]+0.45([Ni]+[Cu])+0.8[Cr]+2[Mo](3)

其中，上述式(1)～式(3)中的[C]、[Al]、[Cr]、[Cu]、[Mn]、[Mo]、[Nb]、[Ni]、[Si]、[Ti]、[V]分别为C、Al、Cr、Cu、Mn、Mo、Nb、Ni、Si、Ti、V的含量(％)。

此外，关于钢板表面的温度，测定钢板的宽度方向的中央部。

对本发明中的回流换热进行说明。本发明中的回流换热是在冷却钢板时，在通过一次水冷将钢板表面冷却到比M_S点高的规定温度后，将水冷停止一定时间，从而在水冷后立即提高钢板表面的温度的操作。也就是说，在进行水冷直至达到比M_S点高的规定温度后，至少1次以上重复进行回流换热处理，从而冷却钢板表面。然后，进行最后的水冷(最终水冷)，将钢板表面冷却到M_S点以下的温度。也可以在该最终水冷后再次进行回流换热。在进行该回流换热时，最终冷却温度为最后的回流换热后的温度。此外，为了防止钢板内的强度的偏差，最终水冷前的钢板的回流换热次数优选为2次以上。另外，为了确保生产率，水冷及最终水冷的速度优选为V_C90以上。在本发明采用的冷却装置中，能够以水量密度达到相同的方式进行控制的喷嘴集中的地方(称为区域)有几个。在本发明中，例如，将这些区域分为进行水冷的水冷区域和不进行水冷的回流换热区域。也就是说，在用第一区域(水冷区域)进行水冷，不用第二区域(回流换热区域)进行水冷时，关于钢板的表面温度，第二区域的出口的温度高于第一区域的出口的温度。再者，如果用第三区域(水冷区域)进行水冷，则钢板的表面温度下降。这样，通过重复水冷区域和回流换热区域来逐渐降低钢板的表面温度。不进行水冷的区域(回流换热区域)可通过考虑钢板的冷却状况等任意决定。最终，钢板表面在最终的水冷区域被冷却到M_S点以下的温度。

以下参照图2对在上述冷却条件下进行冷却的理由进行具体的说明。图2是表示钢板表面的冷却图形和钢的相变曲线的关系的一个例子。图2的虚线(i)表示以冷却速度V_C90将钢板冷却时的冷却图形。在该冷却图形中，钢板大约90％为马氏体组织。如图2的虚线(ii)所示，在钢板表面的平均冷却速度大于冷却速度V_C90的情况下，钢板表面大致为马氏体组织。因此，即使在进行钢板表面的回流换热时，钢板表面的韧性也显著降低，在制造钢管时往往在钢板上产生表面裂纹等表面缺陷。另一方面，如图2的实线(iii)及(iv)所示，在钢板表面的平均冷却速度小于冷却速度V_C90的情况下，钢板大致为本发明的贝氏体/铁素体混合组织。除此以外，通过对钢板表面进行回流换热，能够制造钢板内部组织均匀、强度偏差小的钢板。

关于冷却停止温度，如果在200℃以下停止最后的水冷(最终水冷)，则在钢板的板厚中心部生成被认为起因于氢的缺陷。因此，优选将冷却停止温度的下限规定为200℃。

接着，对采用通过上述制造方法制造的超高强度管线管用钢板，通过UO工艺(UO造管)制造管线管的方法进行说明。在制造了板厚为12～25mm的钢板后，通过UO造管(C挤压、U挤压、O挤压)成形为管状。然后，分别将成形为管状的钢板的端部对接，进行定位焊。在该定位焊中，采用MAG焊接或MIG焊接。在定位焊后，从内外面对成形为管状的钢板的对接部进行埋弧焊接。在该埋弧焊接中，采用焊丝和烧成型或熔融型焊剂。最后，进行扩管，从而制造出钢管。

在本发明的超高强度管线管用钢管的制造方法中，优选在进行了上述的内外面的埋弧焊接后，且在进行扩管前对焊接部(缝焊接部)实施热处理。另外，作为该钢管的热处理条件，优选在200℃～500℃的温度下对焊接部实施热处理。通过该热处理，能够减低产生于焊接部(焊接金属)的对韧性有害的MA(奥氏体和马氏体的混合组织)。如果在200℃～500℃的温度下对焊接部进行加热，则沿着原奥氏体晶界生成的粗大的MA分解成微细的渗碳体。但是，当在低于200℃时对焊接部实施热处理的情况下，粗大的MA不会分解成渗碳体。因此，焊接部的热处理温度的下限为200℃。另外，如果超过500℃地对焊接部进行热处理，则焊接部的韧性劣化。因此，焊接部的热处理温度的上限为500℃。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明。

在将具有表1的化学成分的厚度为240mm的钢坯加热到1000～1210℃后，在950℃以上的再结晶温度区进行热轧，直到钢坯的厚度(移送厚度)达到70～100mm。进而在880～750℃的范围的未再结晶温度区进行热轧，直到钢坯的厚度(板厚)达到12～25mm。然后，从650～795℃的温度开始钢板的冷却(最初的水冷)，在进行水冷到比M_S点高的规定温度后，将进行回流换热的处理重复至少1次以上，如此进行冷却。然后，在300～470℃的温度停止冷却(最终水冷)。此外，表1中，作为参考，还示出了碳当量C_eq及焊接裂纹敏感性指数P_cm。

为了对制造的各钢板的屈服强度和抗拉强度进行评价，从各钢板采取根据API5L标准的总厚试验片，在常温下进行拉伸试验。关于采取方向，以总厚试验片的长度方向与钢板的宽度方向一致的方式采取这些总厚试验片。另外，总厚试验片的采取位置是在钢板的长度方向离钢板顶端部及钢板末端部1m的位置。从这些位置上的钢板的板宽中心部在两侧采取2根总厚试验片。

接着，在通过UO造管将该钢板成形后，通过二氧化碳气体保护焊对钢板的对接部进行定位焊。然后，采用焊丝和熔融焊剂，从钢板的对接部的内外面进行利用埋弧焊的缝焊，从而形成钢管。缝焊的平均线能量为2.0～5.0kJ/mm。此外，对部分钢管，对缝焊部实施250～450℃的热处理。钢板及钢管的制造条件见表2。

为了对制造的各钢管的屈服强度和抗拉强度进行评价，从各钢管采取API试验片，进行拉伸试验。关于采取方向，以API试验片的长度方向与钢管的管轴方向一致的方式采取这些API试验片。另外，关于采取位置，将这些API试验片在与管轴垂直的切断面中，以离各钢管的缝焊部1/4周的位置为中心，在其两侧各采取2根。另外，作为参考，为了评价变形时效后的变形能，在210℃下对这些钢管进行热处理(保持5分钟后空冷)，从与上述同样的位置各采取2根API试验片，进行拉伸试验。拉伸试验按照API标准2000进行。另外，为了评价钢管的韧性，实施了-30℃时的夏氏试验(Charpy test)和DWT试验。夏氏试验和DWT试验也按照API标准2000进行。关于夏氏试验片和DWT试验片，以试验片的长度方向与钢管的圆周方向一致的方式，在与管轴垂直的切断面中，以离钢管的缝焊部1/2周的位置采取。关于DWT试验片，从各钢管各采取2根，作为夏氏试验片，从各钢管的壁厚中心部各采取3根。

再者，对制造的各钢管的HAZ韧性进行了评价。关于用于评价HAZ韧性的试验片，从钢管的缝焊部附近的焊接热影响区(HAZ)采取，在FL+1mm(在HAZ部侧距HAZ部和缝焊部的边界为1mm的位置)形成缺口。作为这些试验片，从各钢管各采取3根。对这些试验片都通过-30℃时的夏氏试验进行了评价。

这些试验的结果见表3。此外，表3中作为参考不仅示出抗拉强度，而且还示出屈服强度及屈服比。

钢1～22表示本发明的实施例。由表3表明：这些钢板及钢管具有X80以上的抗拉强度，且钢板及钢管内的强度偏差也被抑制在60MPa以下。另外，钢管的夏氏能为200J以上，DWTT塑性断口率为85％以上，焊接热影响区的夏氏吸收能(HAZ韧性)超过50J。这样，本发明的实施例中的钢管具有高的韧性。钢23～35表示未满足本发明的制造条件的比较例。也就是说，在钢23中，钢中的C量小于本发明的范围，因此抗拉强度并不充分。在钢24～29中，基本成分及选择元素内的至少1种元素被超过本发明范围地添加到钢中，因此钢管的母材的韧性(夏氏能)或HAZ韧性并不充分。另一方面，在钢30～35中，由于不进行回流换热而对钢板表面进行冷却，因此钢板及钢管的强度的偏差大到100MPa以上。另外，在210℃下进行了热处理后的钢管的屈服强度与钢板的屈服强度相比，增加200MPa以上。也就是说，由于不进行回流换热而对钢板表面进行冷却，因而使变形时效后的变形能大大降低。

产业上的可利用性

能够提供母材的强度、低温韧性及变形能优良的、且现场焊接容易的抗拉强度为625MPa以上(API标准X80以上)的超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法。

Claims

1.一种超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于：

熔炼以质量%计含有C：0.03～0.08%、Si：0.01～0.50%、Mn：1.5～2.5%、P：0.01%以下、S：0.0030%以下、Nb：0.0001～0.20%、Al：0.0001～0.03%、Ti：0.003～0.030%、B：低于0.0003%、N：0.0010～0.0050%、O：0.0050%以下，剩余部分包括铁及不可避免的杂质的钢；

铸造该钢以形成钢坯；

对该钢坯实施热轧以形成钢板；

在进行水冷直至达到比M_S点高的规定温度后，将进行回流换热的处理重复至少1次以上，冷却所述钢板的表面；

通过进行最终水冷，将所述钢板的表面冷却到M_S点以下的温度；

M_S＝545－330[C]＋2[Al]－14[Cr]－13[Cu]－23[Mn]－5[Mo]－4[Nb]－13[Ni]－7[Si]＋3[Ti]＋4[V]

其中，[C]、[Al]、[Cr]、[Cu]、[Mn]、[Mo]、[Nb]、[Ni]、[Si]、[Ti]、[V]分别为C、Al、Cr、Cu、Mn、Mo、Nb、Ni、Si、Ti、V的百分比含量。

2.根据权利要求1所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于，所述钢以质量%计进一步含有：

Mo：0.01～1.0%、

Cu：0.01～1.5%、

Ni：0.01～5.0%、

Cr：0.01～1.5%、

V：0.01～0.10%、

W：0.01～1.0%、

Zr：0.0001～0.050%、

Ta：0.0001～0.050%中的至少1种。

3.根据权利要求1所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于，所述钢以质量%计进一步含有：

Mg：0.0001～0.010%、

Ca：0.0001～0.005%、

REM：0.0001～0.005%、

Y：0.0001～0.005%、

Hf：0.0001～0.005%、

Re：0.0001～0.005%中的至少1种。

4.根据权利要求1所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于：从最初的水冷到钢板表面达到马氏体相变开始温度即M_S点的平均冷却速度为V_C90以下，所述平均冷却速度的单位为℃/s；

V_C90＝10^{（3.69－0.75β）}

β＝2.7[C]＋0.4[Si]＋[Mn]＋0.45（[Ni]＋[Cu]）＋0.8[Cr]＋2[Mo]

其中，[C]、[Al]、[Cr]、[Cu]、[Mn]、[Mo]、[Nb]、[Ni]、[Si]、[Ti]、[V]分别为C、Al、Cr、Cu、Mn、Mo、Nb、Ni、Si、Ti、V的质量百分比含量。

5.根据权利要求1所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于：所述水冷及所述最终水冷的速度为V_C90以上；

在此，

V_C90＝10^{（3.69-0.75β）}

β＝2.7[C]＋0.4[Si]＋[Mn]＋0.45（[Ni]＋[Cu]）＋0.8[Cr]＋2[Mo]

6.根据权利要求1所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于：在所述热轧中，所述钢坯的再加热温度为950℃以上，所述钢坯的未再结晶温度区的压下比为3以上。

7.根据权利要求1所述的超高强度管线管用钢板的制造方法，其特征在于：从800℃以下的冷却开始温度开始冷却。

8.一种超高强度管线管用钢管的制造方法，其特征在于：

将用权利要求1所述的超高强度管线管用钢板的制造方法制造的钢板通过UO造管成形为管状；

从内外面使用焊丝和烧成型或熔融型焊剂，对所述钢板的对接部进行埋弧焊；

然后进行扩管。

9.根据权利要求8所述的超高强度管线管用钢管的制造方法，其特征在于：在进行了所述埋弧焊后且在进行所述扩管之前，对焊接部进行热处理。

10.根据权利要求9所述的超高强度管线管用钢管的制造方法，其特征在于：在200℃～500℃的温度下对所述焊接部进行热处理。