CN101151387A - 管线用管用厚壁无缝钢管及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供一种作为厚壁钢管、高强度且韧性优异的管线用管用无缝钢管及其制造方法。该钢管含有C：0.03～0.08％、Si：0.25％以下、Mn：0.3～2.5％、Al：0.001～0.10％、Cr：0.02～1.0％、Ni：0.02～1.0％、Mo：0.02～1.2％、Ti：0.004～0.010％、N：0.002～0.008％、以及Ca、Mg和REM之中的1种或2种以上合计为0.0002～0.005％、V：0～0.08％、Nb：0～0.05％、Cu：0～1.0％，余量由Fe和杂质构成，杂质中的P为0.05％以下，S为0.005％以下。上述的成分之中，也可以含有0.0003～0.01％的B。该钢管的制造方法以铸片的冷却速度、用于穿孔的加热条件和制管后的热处理条件为特征。

Description

管线用管用厚壁无缝钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及强度、韧性、焊接性优异的管线用管用厚壁无缝钢管及其制造方法。所谓厚壁无缝钢管，意思是壁厚为25mm以上的无缝钢管。本发明的无缝钢管，是具有API(美国石油协会)规格所规定的X70以上的强度，具体来说就是具有X70(屈服强度482MPa以上)、X80(屈服强度551MPa以上)、X90(屈服强度620MPa以上)、X100(屈服强度689MPa以上)、X120(屈服强度827MPa以上)的强度，兼具良好的韧性的管线用管用的高强度高韧性厚壁无缝钢管，特别适合海底出油管线(flow line)用。
背景技术
位于陆地和浅海的油田的石油、天然气资源近年来正在枯竭，深海的海底油田的开发变得活跃。在深海油田中，需要使用出油管线和立管(riser)将原油和天然气从设置于海底的油井、气井的坑口输送到海上的平台。
在构成深海中所铺设的出油管线的管道的内部，承受着叠加了深处地层压力的高压的内部流体压力，另外，管道还会受到因波浪导致的反复应变，和在作业停止时来自深海的海水压力的影响。因此，作为被使用在这种用途上的管道，在高强度前提下还希望是高韧性的厚壁钢管。
高强度高韧性的无缝钢管，其制造历来是用穿孔轧制机对高温加热的钢坯穿孔后，再进行轧制、延伸，成形为制品的管道形状，其后实施热处理。然而，近年来从节能和工艺流程简化的观点出发，应用在线热处理以使制造工艺流程简化的问题得到研究。特别是着眼于在热加工后有效利用原材所保有的热量，不使之即刻冷却到室温，而是导入淬火工艺流程。根据此方法，能够达成能源的大幅节约和制造工艺流程的效率化，从而可以大幅削减制造成本。
由终轧后直接淬火的在线热处理工艺流程制造的钢管，如以往，因为是在轧制后即刻被冷却到室温，而后没有被再加热，所以不经过相变和逆相变的过程。因此，结晶粒容易粗大化，不易确保韧性和耐腐蚀性。为了针对这一问题，提出有如下一些技术：使终轧后的钢管的晶粒微细的技术，和即使晶粒不是太小，但仍能够确保韧性和耐腐蚀性的技术。
例如，在专利文献1(特开2001-240913号公报)中公开的技术是，在终轧后使用再加热炉，调整从终轧到装入再加热炉的时间，由此实现晶粒的微细化。另外，在专利文献2(特开2000-104117号公报)中公开的技术是，调整成分组成，特别是Ti和S的含量，即使晶粒比较大仍具有良好的性能。
然而，为了制造近年来需求有所增加的大深度的海底油田用的高强度厚壁的钢管，在所述专利文献1中所公开的技术里并没有对应。例如，若成为厚壁钢管，则终轧的温度变成高温，达到目标的再加热炉装入温度需要很长时间，生产效率大幅降低。另外，所述专利文献2中所述的方法也难以适用于厚壁材。厚壁材的情况下，因为在线热处理时的冷却速度变小，所以，即使是应用专利文献2所公开的组成的钢，仍有韧性降低这样的问题。
【专利文献1】特开2001-240913号公报
【专利文献2】特开2000-104117号公报
发明内容
本发明以解决上述的问题为课题，其目的在于，提供一种特别是在壁厚厚的钢管的前提下仍具有高强度和稳定的韧性的管线用管用无缝钢管及其制造方法。
1.基础性的研究和结论
首先，对支配厚壁的无缝钢管的韧性的因素进行了剖析。其结果判明以下几点。
(1)钢水在凝固时和凝固后的冷却条件对韧性有很大影响。若冷却速度小，则韧性降低，因此需要在一定的冷却速度以上进行冷却。
(2)此外，将钢锭加热到高温区域而进行热加工的开坯轧制工艺流程，不会对韧性有好的影响。
(3)上述韧性降低的原因在于，Ti碳氮化物的析出形态受到凝固时和凝固后的冷却速度的影响。为了防止此韧性降低，重要的是使Ti碳氮化物微细地析出。
(4)析出强化对在线热处理材来说，会使强度和韧性的平衡恶化。对获得高强度是不利的，不过不极力使用析出强化，而是活用相变强化和固溶强化的方法在为了获得高韧性时是优选的。
(5)为了获得均一的金属组织，需要防止残留奥氏体和低温相变马氏体的生成。
(6)作为合金组成，优选的组成是降低Si，再降低P和S，Nb和V以不超过一定上限的方式进行控制，且适量含有适量的Ti和Ca、Mg和REM之中的1种以上。由此，厚壁材的韧性大幅提高。
(7)上述(1)～(6)的结论的取得，以在线热处理为前提。但是，若应用于离线实施热处理的钢材，则能够获得更好的韧性。因此，以离线热处理制造高强度材时也能够利用上述的结论。
2.基础试验及其结果
在线热处理中，因为不存在离线热处理中的“相变-逆相变”带来的晶粒微细化工艺流程，所以需要使轧制结束时的晶粒本身就微细化，从而确保韧性。
通常，凝固状态下的晶粒粗大，但是通过再加热并实施开坯轧制，可以使晶粒变得微细。因此，进行实验室实验，对在线热处理材的开坯轧制工艺流程的最佳化进行研究。其结果发现如下倾向：在线热处理材中，无需开坯轧制条件，就算根本不实施开坯轧制的方法也会使晶粒微细，韧性提高。即，判明了上述现有的一般常识未必正确。
为了理解该预想外的结果，又通过实验室实验实施了模拟试验。首先，作为经过了开坯工序的工艺流程，是将浇铸的铸锭加热到1250℃，进行热加工并制作坯块，再加热到1250℃，通过热轧和水冷模拟穿孔过程和在线热处理工序。
作为未经过开坯工序的工艺流程，是从浇铸的铸锭上以机械加工切下与通过上述的热加工而制作的坯块同尺寸的坯块，将该坯块加热到1250℃，通过热轧和水冷模拟穿孔过程和在线热处理工序。
上述这两种试验的结果是，未实施开坯轧制的晶粒呈压倒性的微细，韧性提高。
可是，以实机实施同样的试制时，却判明没有取得期待的效果。因此，在上述模拟试验中调查晶粒径有很大不同的原因。其结果可知，在开坯轧制模拟试验材中，添加的Ti的几乎悉数都作为Ti碳氮化物析出，开坯轧制模拟时的加热和热加工导致Ti碳氮化物的粒成长，由此析出粒子数减少。若析出粒子减少，则钉轧(pinning)母相的晶粒成长的能力降低，在用于其后的穿孔模拟试验的坯块加热时，不能抑制晶粒的粗大化。
另一方面，在不实施开坯轧制模拟试验的工艺流程中，首先，铸锭中的碳氮化物没有析出，在用于穿孔过程的模拟试验的加热时，Ti碳氮化物微细地析出，该Ti碳氮化物钉扎母相的晶粒成长，由此可知晶粒显著变小。
还有，在实机试制时即使省略开坯轧制工序，晶粒几乎仍就没有变微细，就其原因进行调查时发现，这是因为浇铸时的冷却速度大得不够充分，所以在浇铸阶段已经有Ti碳氮化物析出，固溶状态的Ti不存在的原因。
浇铸时析出的Ti碳氮化物因为在高温下析出，所以容易粗大化，析出个数减少。因此，钉扎母相的晶粒的能力减少。另一方面，若浇铸时Ti碳氮化物的析出少，充分确保了固溶Ti量，则在之后的制管工艺流程中的钢坯加热时，因为低温下Ti碳氮化物析出，所以会微细地析出，析出粒子数变多。若析出粒子数多，则钉扎母相的晶粒的作用大，母相的晶粒的粗大化得到抑制。因此，适当控制浇铸工艺流程中的冷却速度极为重要。
特别是，若凝固后的冷却速度慢，则在冷却途中的高温区域就会有Ti碳氮化物析出，因为是在位错比较少的奥氏体域的析出，所以核生成点少，各个析出物粗大化，成为粗大的分散状态。若一旦粗大地析出，则Ti碳氮化物难以在固相中溶解，因此不可能微细分散。
另一方面，凝固后的冷却速度为不会析出Ti碳氮化物的速度时，在浇铸的钢坯中不存在Ti碳氮化物，Ti以固溶状态存在。在用于其后的热加工的加热时，在比较低的温度下Ti碳氮化物析出。在加热时析出的情况下，因为是在位错多的贝氏体组织中的低温析出，所以核生成点多，可微细分散析出。还有，若加热速度大，则析出处于高温区域，也可知难以进行微细析出。
为了使Ti碳化物充分地微细析出，加热途中在适当的温度区域实施均热的处理也有效。若Ti碳氮化物一旦微细地析出，则很难粗大化，即使在实施了开坯轧制的情况下，仍可发挥出晶粒粗大化抑制效果。但是，因为在开坯轧制时Ti碳氮化物发生了一些粗大化，所以可以使凝固时的固溶Ti比不实施开坯轧制时存在得多。
因为利用V和Nb带来的析出强化容易获得高强度，所以该析出强化以前大多适用在对高强度、焊接性有要求的钢材中。然而，厚壁的在线热处理材中，因为上述的析出强化会使韧性大大降低，所以是尽量不使用的方法。特别是因为Nb会使在线热处理材的韧性显著降低，所以含有时需要设定严格的上限。关于V虽然不像Nb那样，但也要设定上限，以相变强化和固溶强化为基础，进行确保强度的合金设计。
此外，若成为厚壁材，则通过热处理的第一阶段的淬火处理很难得到均一的金属组织，从而有韧性降低的倾向。为厚壁材时因为冷却速度降低，所以成为均一的相变组织很困难。即，冷却时马氏体和贝氏体依次相变，但是如果冷却速度小，C可以在一定程度上扩散，则C会浓缩到未相变的奥氏体中，该部分在最终相变后变成C含量高的马氏体和贝氏体，成为C含量高的残留奥氏体。因此，优选冷却速度尽可能设定得大，进行强制冷却直至尽量低的温度。
然而，厚壁钢管的情况下，在加大冷却速度上存在限度。因此，为了开出发即使在厚壁材中也能够达成的冷却速度下仍成为均一的组织的技术进行研究。其结果发现，通过抑制浓缩的元素，即减少C的含量，同时也抑制Si的含量，能够降低C向第二相的浓缩。
基于以上的发现，明确了下述合金设计和制造工艺流程的基本思想，从而完成本发明。以下，关于成分含量的“％”意思是“质量％”。
首先，C含量限制在0.08％以下。此外，Si的上限为0.25％以下，更优选为0.15％以下，进一步优选为0.10％以下。Ti在凝固时不析出，在其后的钢坯加热时作微细的Ti碳氮化物析出并且为适当的含量，需要将其控制在0.004～0.010％的狭窄范围。此外，在线热处理的情况下，Nb添加会使韧性降低，同时成为强度偏差的要因，因此不添加Nb，而其作为杂质的上限优选为0.005％以下。因为V也会使韧性降低，所以不添加或即使含有也需要在0.08％以下。
其他元素从高强度和良好的韧性的平衡的观点出发进行调整。对于给韧性带来不良影响的P和S分别设定允许上限值。Mn、Cr、Ni、Mo和Cu，则需要考虑韧性和焊接性，并根据目标强度进行选择和调整。另外，添加脱氧所需要的A1。选择Ca、Mg和REM之中的1种以上并添加，以确保浇铸特性，其在使韧性是提高上也有效。此外，为了使稳定的Ti碳氮化物析出，需要将N含量控制在狭窄的范围。
其次，作为制造工艺流程，首先抑制Ti碳氮化物的析出，得到确保有固溶Ti的凝固钢锭很重要。本发明者发现，如果作为上述的C、Ti和N的含量，则紧接凝固之后没有Ti碳氮化物析出，但是若其后的冷却速度小，则粗大的Ti碳氮化物析出，因此，凝固后需要在特定的速度以上冷却。
理想的铸造是连续铸造成圆坯(截面为圆的钢坯)，但是也可以采取在方形的铸型中连续铸造和作为铸锭浇铸，其后再开坯成圆坯的工艺。但是在这种情况下，要更为严格地控制铸造后的冷却速度，以抑制粗大的TiN析出，确保充分量的固溶Ti很重要。
圆坯再加热到可以热加工的温度，实施穿孔、延伸、定形轧制。若固溶状态的Ti充分存在，则再加热时Ti碳氮化物析出，因为析出温度比较低，所以与凝固后在冷却时析出的情况相比，会析出格外微细的Ti碳氮化物。微细析出的Ti碳氮化物个数多，可抑制钢坯的加热保持时的晶界移动，防止晶粒粗大化。若进行急速加热，则低温下的微细析出不可能进行，得不到晶粒粗大化防止的效果，因此若是缓慢的加热或在中温区域保持，则微细的Ti碳氮化物的析出得到促进。
在制管后的热处理中，得到均一的组织是确保韧性的需要。为此，使用调整了化学组成的钢，使强制冷却结束温度成为尽量低的温度，充分地冷却截止很重要。据此，能够防止部分性地C稠化了的相变强化组织和残留奥氏体的生成，从而韧性提高。
遵照以上的基本思想的本发明，以下述的(1)和(2)的管线用管用无缝钢管和(3)～(6)的管线用管用无缝钢管的制造方法为要旨。
(1)一种高强度、韧性良好的管线用管用厚壁无缝钢管，其中，含有C：0.03～0.08％、Si：0.25％以下、Mn：0.3～2.5％、Al：0.001～0.10％、Cr：0.02～1.0％、Ni：0.02～1.0％、Mo：0.02～1.2％、Ti：0.004～0.010％、N：0.002～0.008％、以及Ca、Mg和REM之中的1种或2种以上合计为0.0002～0.005％、V：0～0.08％、Nb：0～0.05％、Cu：0～1.0％，余量由Fe和杂质构成，杂质中的P为0.05％以下，S为0.005％以下。
(2)一种高强度、韧性良好的管线用管用厚壁无缝钢管，上述的成分之中，含有0.0003～0.01％的B替代Fe的一部分。
(3)一种高强度、韧性良好的管线用管用厚壁无缝钢管的制造方法，其以下述的(a)～(e)的工序为特征。
(a)将具有上述(1)或(2)所述的化学组成的钢水，通过连续铸造而使之凝固成截面为圆形的钢坯的工序。
(b)使1400℃～1000℃之间的平均冷却速度为6℃/分以上，将上述的钢坯冷却到室温的工序。
(c)使550℃～900℃之间的平均加热速度为15℃/分以下而加热至1150～1280℃以后，通过穿孔和轧制制造无缝钢管的工序。
(d)制管后即刻以850～1000℃进行均热后，或者制管后即刻冷却，接着加热到850～1000℃后，或者制管后即刻使800℃～500℃之间的平均加热速度为8℃/分以上而进行连续强制冷却至100℃以下的工序。
(e)在500～690℃的范围内的温度下进行回火的工序。
(4)一种高强度、韧性良好的管线用管用厚壁无缝钢管的制造方法，其以下述的(a)～(e)的工序为特征。
(a)将具有上述(1)或(2)所述的化学组成的钢水，通过连续铸造而使之凝固成截面为方形的初轧坯(bloom)或板坯(slab)的工序。
(b)使1400℃～1000℃之间的平均冷却速度为8℃/分以上，将上述的初轧坯或板坯冷却到室温的工序。
(c)使550℃～900℃之间的平均加热速度为15℃/分以下而加热至1150～1280℃以后，通过锻造或/和轧制制作截面为圆形的钢坯并冷却到室温的工序。
(d)将上述的钢坯加热至1150～1280℃以后，通过穿孔和轧制制造无缝钢管的工序。
(e)制管后即刻以850～1000℃进行均热后，或者制管后先冷却，接着加热到850～1000℃后，或者制管后紧接着使800℃～500℃之间的平均加热速度为8℃/分以上而进行连续强制冷却至100℃以下的工序。
(f)在500～690℃的范围内的温度下进行回火的工序。
(5)一种高强度、韧性良好的管线用管用厚壁无缝钢管的制造方法，其以下述的(a)～(e)的工序为特征。
(a)将具有上述(1)或(2)所述的化学组成的钢水，通过连续铸造而使之凝固成截面为圆形的钢坯的工序。
(b)使1400℃～1000℃之间的平均冷却速度为6℃/分以上，将上述的钢坯冷却到室温的工序。
(c)进行550℃～1000℃温度区域下的15分以上的均热，加热至1150～1280℃以后，通过穿孔和轧制制造无缝钢管的工序。
(d)制管后即刻以850～1000℃进行均热后，或者制管后先冷却，接着加热到850～1000℃后，或者制管后即刻使800℃～500℃之间的平均加热速度为8℃/分以上而进行连续强制冷却至100℃以下的工序。
(e)在500～690℃的范围内的温度下进行回火的工序。
(6)一种高强度、韧性良好的管线用管用厚壁无缝钢管的制造方法，其以下述的(a)～(e)的工序为特征。
(a)将具有上述(1)或(2)所述的化学组成的钢水，通过连续铸造而使之凝固成截面为方形的初轧坯或板坯的工序。
(b)使1400℃～1000℃之间的平均冷却速度为8℃/分以上，将上述的初轧坯或板坯冷却到室温的工序。
(c)进行550℃～1000℃温度区域下的15分以上的均热，加热至1150～1280℃以后，通过锻造或/和轧制制作截面为圆形的钢坯并冷却到室温的工序。
(d)将上述的钢坯加热至1150～1280℃以后，通过穿孔和轧制制造无缝钢管的工序。
(e)制管后即刻以850～1000℃进行均热后，或者制管后即刻冷却，接着加热到850～1000℃后，或者紧接制管后使800℃～500℃之间的平均加热速度为8℃/分以上而进行连续强制冷却至100℃以下的工序。
(f)在500～690℃的范围内的温度下进行回火的工序。
具体实施方式
1.本发明的钢管的化学组成
首先，对本发明中使钢管的化学组成以上述方式进行限定的理由进行以下阐述。还有如前述，表示化学成分含量(浓度)的％是质量％的意思。
C：0.03～0.08％
C是用于确保钢的强度的重要元素。为了提高淬火性而在厚壁材中得到充分的强度，需要其为0.03％以上。另一方面，若超过0.08％，则韧性降低，因此C为0.03～0.08％。
Si：0.25％以下
Si具有作为炼钢中的脱氧剂的作用，但是不提倡极力添加的方法。其理由是因为Si尤其会使厚壁材的韧性大幅降低。若Si的含量超过0.25％，则厚壁材的韧性显著降低，因此即使作为脱氧剂添加时其含量也为0.25％以下。若在0.15％以下则能够获得韧性的进一步改善。最优选的是抑制为低于0.10％。极端降低作为杂质的Si在炼钢工艺上很困难，但是若限制得低于0.05％，则能够得到极其良好的韧性。
Mn：0.3～2.5％
为了提高淬火性，即使是厚壁材也能够强化至中心并同时提高韧性，需要含有比较大量的Mn。其含量低于0.3％时得不到这些效果，若超过2.5％则耐HIC特性降低，因此Mn为0.3～2.5％。
Al：0.001～0.10％
Al作为炼钢中的脱氧剂添加。为了获得该效果，需要使其含量为0.001％以上来进行添加。另一方面，若Al的含量超过0.10％，则夹杂物成为团(cluster)状而使韧性劣化，另外在管端的斜角面(bevel)加工时表面缺陷多发。因此Al为0.001～0.10％。从防止表面缺陷的观点出发，优选限制其上限，优选的上限为0.03％，更优选的上限为0.02％。还有，在本发明的钢管中，因为不能期待由Si添加带来的巨大的脱氧效果，所以为了充分进行脱氧而优选Al含量的下限为0.010％。
Cr：0.02～1.0％
Cr使淬火性提高，是在厚壁材中使钢的强度提高的元素。该效果要变得显著是含有0.02％以上时。但是，若其含量过剩，则韧性反而降低，因此为1.0％以下。
Ni：0.02～1.0％
Ni使淬火性提高，是在厚壁材中使钢的强度提高的元素。其效果在含有0.02％以上时变得显著。然而，Ni是昂贵的元素，另外过剩地使之含有其效果也只是饱和，因此将其上限作为1.0％。
Mo：0.02～1.2％
Mo是通过相变强化和固溶强化使钢的强度提高的元素。其效果在含有0.02％以上时变得显著。但是若过剩地添加则韧性降低，因此将其上限作为1.2％。
Ti：0.004～0.010％
作为Ti的恰当的含量，是在凝固时的冷却时不会析出，而在其后的钢坯加热时使Ti碳氮化物析出的含量，需要控制在0.004～0.010％的狭小范围内。当含有低于0.004％时，则不能确保析出的Ti碳氮化物的个数，若超过0.010％，则在凝固后的冷却时会粗大的析出。因此Ti的含量以0.004～0.010％为宜。
N：0.002～0.008％
为了确保微细分散的Ti碳氮化物而需要含有N在0.002％以上。另一方面，若N超过0.008％，则在凝固时会使粗大的Ti碳氮化物析出，因此需要控制在0.002～0.008％的狭窄范围内。
V：0～0.08％
V是根据强度与韧性的平衡而决定含量的元素。在通过其他合金元素就能够获得充分强度时，不添加的方法便能够得到良好的韧性。作强度提高元素添加时，优选为0.02％以上的含量。另一方面，若超过0.08％则韧性大大降低，因此添加时其含量上限为0.08％。
Nb：0～0.05％
离线热处理时，Nb在用于淬火的加热时抑制晶粒粗大化的功效显著。为了获得该效果，优选含有0.005％以上。但是，若Nb的含量超过0.05％，则粗大的碳氮化物析出而韧性降低，因此其上限为0.05％。
在线处理时，Nb碳氮化物不均匀地析出，不但使韧性降低，同时强度偏差大，因此基本上优选不添加Nb的方法。强度偏差变得显著并成为制造上的问题是在其含量超过0.005％时，因此应用在线处理时，应该将允许上限作为0.005％。
Cu：0～1.0％
Cu也可以不添加，但是因为其具有改善耐HIC特性(耐氢诱导裂纹特性)的作用，所以也可以在为了提高耐HIC特性时添加。显现出耐HIC特性改善效果的最少含量为0.02％。另一方面，因为即使超过1.0％效果也是饱和，所以添加时其含量优选为0.02～1.0％。
Ca、Mg、REM：1种或2种以上合计为0.0002～0.005％
这些元素添加的目的在于，通过控制夹杂物的形态来改善韧性、耐腐蚀性，和抑制浇铸时的注口堵塞以改善浇铸特性。为了取得这些效果，需要含有1种或2种以上合计为0.0002％以上。另一方面，若1种含量超过0.005％或2种以上的合计含量超过0.005％，则上述效果饱和，不但更高的效果得不到发挥，而且夹杂物还容易团化，韧性、耐HIC特性反而降低。因此，单独添加上述元素时，其含量均为0.0002～0.005％，添加2种以上时，合计的含量为0.0002～0.005％。还有，所谓REM是镧系元素，Y和Sc的17元素
B：0.0003～0.01％
B也可以不添加，但是若添加即使微量也会使淬火性提高，因此若在需要更高强度时添加有效。为了取得上述的效果，优选含有0.0003％以上。但是，因为过剩地添加会使韧性降低，所以添加B时其含量为0.01％以下。
本发明的管线用管用钢管，除了上述成分以外，余量由Fe和杂质构成。其中，杂质中的P和S需要如下述这样抑制含量的上限。
P：0.05％以下
P是使韧性降低的杂质元素，其含量优选尽可能地少。若其含量超过0.05％，则韧性显著降低，因此允许上限为0.05％。优选为0.02％以下，更优选为0.01％以下。
S为0.005％以下
S也是使韧性降低的杂质元素，优选尽可能少。若含量超过0.005％，则韧性显著降低，因此允许上限为0.005％。优选为0.003％以下，更优选为0.001％以下。
2.关于制造方法
接下来，关于本发明的制造方法，就适宜的制造条件进行说明。
(1)铸造和凝固后的冷却
首先，由转炉等精炼如上述组成的钢，铸造并得到使之凝固的铸片。这时，得到抑制了Ti碳氮化物的析出的凝固钢锭很重要。如前述，如果是规定的C、Ti和N的含量，则在凝固时Ti碳氮化物基本上不会析出。然而，若其后的冷却速度小，则粗大的Ti碳氮化物析出，因此需要在特定的速度以上进行冷却。
作为制造工艺流程，连续铸造成圆坯形状较为理想。但是，也能够采用在方形的铸型中进行连续铸造和作为铸锭进行浇铸，然后再开坯成圆坯的工艺流程。这时对铸造后的冷却速度就要更严格地控制，抑制粗大的TiN的析出很重要。
作为冷却速度，是在凝固后Ti碳氮化物容易生成的1400～1000℃的温度区域的平均冷却速度，浇铸成圆坯时需要6℃/分以上的冷却速度，实施开坯轧制时需要8℃/分以上的冷却速度。更优选的是，浇铸成圆坯时为8℃/分以上的平均冷却速度，实施开坯轧制时为10℃/分以上的平均冷却速度。还有，任何情况下都是平均冷却速度越大越为优选，因此其上限没有制约。
铸片的冷却速度根据铸片的部位也会发生差异，但是在圆形的铸型中进行连续铸造时，根据距中心只1/2半径的距离处的冷却速度进行控制，在方形的铸型中进行连续铸造时，在通过四角形的重心与长边平行的线上，根据重心和表面的中间处的冷却速度进行控制。温度的测定能够安装热电偶来进行，不过也能够根据表面的温度履历通过更正的数值模拟试验进行。
(2)钢坯或钢锭的加工
圆坯再加热到可以热加工的温度并实施穿孔、延伸、定形轧制。另外，在铸造成截面为方形的初轧坯或板坯时，再加热后通过锻造或/和轧制成为圆坯，并实施穿孔、延伸、定形轧制。
作为再加热温度在其低于1150℃时，热变形阻抗变大，瑕疵的发生增加，因此需要为1150℃以上。另一方面，若超过1280℃，则由于加热燃料单位消耗量变得过大，氧化皮损失变大而成品率降低，加热炉的寿命变短不经济等，因此上限为1280℃。越是降低加热温度，晶粒就变得越微细，韧性越好，因此优选的加热温度为1200℃以下。
若固溶状态的Ti充分存在，则再加热时Ti碳氮化物析出。但是该析出与凝固后的冷却中的析出不同，析出温度比较低。因此，与凝固后的冷却时析出的情况相比，会析出非常微细的Ti碳氮化物。微细地析出的Ti碳氮化物个数多，可抑制钢坯在加热保持时的晶界移动，防止晶粒粗大化。但是，若进行急速加热，则不可能进行低温下的微细析出，因此得不到晶粒粗大防止的效果。为了促进低温下的微细析出，有效的作法是再加热时，使500℃～900℃之间的平均冷却速度为15℃/分以下，或者在550℃～1000℃之间实施15分钟以上的均热处理。
穿孔、延伸和定形轧制按照通常的无缝钢管的制造条件实施即可。
3.制管后的热处理
在制管后的热处理中，需要得到均一的组织以确保韧性。淬火处理是在热轧后并不即刻冷却到室温，而是以实施淬火的在线热处理为基本，但若是在即刻冷却后再加热并实施淬火，则晶粒变得更加微细，韧性进一步提高。作为在线热处理方法，在热加工结束后，若是以均热炉加热后再实施淬火，则能够得到强度偏差小的钢管。
越是加大淬火时的冷却速度，就越容易在厚壁材中得到高强度、高韧性，越接近理论上的极限冷却速度越能够获得高强度、高韧性。必要的冷却速度在800℃～500℃的平均冷却速度为8℃/秒以上。更优选的是10℃/秒以上，最优选的是15℃/秒以上。
关于优异的韧性确保，除了冷却速度以外，冷却结束温度也很重要。采用调整了化学组成的钢，冷却截止到强制冷却结束温度为100℃以下的尽可能低的温度很重要。继续进行强制冷却，优选达到80℃以下，更优选达到50℃以下，最优选达到30℃以下。据此，能够防止部分C稠化的相变强化组织和残留奥氏体的生成，韧性得到大幅度改善。
淬火后，以500℃～700℃的范围内的温度进行回火。回火的目的是强度的调整和韧性的提高。回火温度下的保持时间根据钢管的壁厚等适宜决定即可，通常设定在10分钟～120分钟左右。
【实施例】
用转炉熔炼表1所示的化学组成的钢，作为圆坯的制造方法，采用在截面为圆形的连续铸造铸型中浇铸的方法，和一旦在方形的铸型中浇铸后，通过开坯轧制而制造圆坯的方法。在圆形的连续铸造铸型中浇铸时的制造条件显示在表2和表3中。凝固工艺流程表述为“RCC”。在方形的铸型中浇铸的工艺流程表述为“BLCC”，其制造显示在表4和表5中。
以表2～表5所示制管加热条件加热圆坯，使用倾斜辊穿孔机得到中空毛坯管。使用芯棒式无缝管轧机(mandrel mill)和分级机(sizer)对该中空毛坯管进行精轧，得到壁厚30mm～50mm的钢管。之后，按表2～表5所述的淬火条件进行冷却。即实施如下方法：制管后立即实施冷却的方法；制管后立刻装入再加热炉并进行均热后再急冷的方法；即刻冷却到室温后进行再加热并冷却的方法。其后，按表2～表5所述的条件实施回火而成为制品。
从得到的钢管上提取作为拉伸试验的JIS 12号拉伸试验片，测定抗拉强度(TS)、屈服强度(YS)。还有，拉伸试验依据JISZ 2241进行。冲击试验片依据JISZ 2202的4号试验片，从壁厚中央的长度方向提取10mm×10mm、2mmV型切口的试验片进行试验。
在表2的试验编号1中记载有分支编号1和2的2例。1-1和1-2使用发明钢A，1-1的制造条件处于发明规定的范围内，能够获得良好的韧性。另一方面，试验编号1-2其用于制管的加热速度过大，脱离了本发明规定的制造工艺，无法取得良好的韧性。以下，对于试验编号2～24来说也分别有分支编号1和2，在同一试验编号中使用同钢种。分支编号为1的制造条件处于发明规定的范围内，能够获得良好的韧性。另一方面，为分支编号2时则脱离了本发明规定的制造工艺，得不到良好的韧性。
表4和表5也一样，一个试验编号内使用同钢种，分支编号1为本发明规定的范围内的制造工艺，能够得到良好的韧性。另一方面，分支编号2因为脱离了本发明规定的制造工艺，所以得不到良好的韧性。
还有，试验编号25～30是合金组成范围脱离了本发明规定的钢(比较钢)的实施例。韧性均不充分，作为在厚壁前提下要求有高韧性的管线用管其性能不充分。
 【表1】
钢   化学组成[mass％、Fe：bal.] 参考
  C   Si   Mn   P   S   Cr   Ni   Mo   Ti   sol.Al   N   V   Cu   Nb   B   Ca   Mg   REM
  A   0.05   0.07   1.77   0.008   0.0012   0.50   0.12   0.16   0.006   0.025   0.0036   0.04   0.00   -   -   0.0007   -   - 发明钢
  B   0.05   0.08   1.46   0.006   0.0013   0.41   0.06   0.25   0.008   0.015   0.0053   0.04   0.00   -   -   0.0009   -   - 发明钢
  C   0.03   0.07   1.77   0.012   0.0009   0.25   0.12   0.13   0.010   0.027   0.0035   0.01   0.00   -   -   0.0025   -   - 发明钢
  D   0.06   0.05   1.19   0.011   0.0009   0.47   0.16   0.24   0.007   0.027   0.0048   0.01   0.00   -   -   0.0022   -   - 发明钢
  E   0.03   0.09   1.54   0.010   0.0013   0.48   0.14   0.10   0.006   0.019   0.0065   0.00   0.00   -   -   0.0011   -   - 发明钢
  F   0.06   0.08   1.69   0.007   0.0011   0.27   0.17   0.14   0.008   0.029   0.0039   0.03   0.00   -   -   0.0010   -   - 发明钢
  G   0.07   0.09   1.53   0.006   0.0010   0.36   0.26   0.16   0.007   0.023   0.0057   0.00   0.25   -   -   0.0024   -   - 发明钢
  H   0.07   0.08   1.60   0.006   0.0005   0.37   0.12   0.08   0.010   0.023   0.0026   0.00   0.00   -   0.0021   0.0015   -   - 发明钢
  I   0.07   0.05   1.53   0.008   0.0014   0.07   0.16   0.22   0.006   0.023   0.0040   0.03   0.33   -   -   0.0020   -   - 发明钢
  J   0.03   0.07   1.60   0.009   0.0008   0.33   0.27   0.23   0.007   0.024   0.0026   0.03   0.00   -   -   0.0008   -   - 发明钢
  K   0.07   0.06   1.49   0.009   0.0009   0.39   0.10   0.07   0.009   0.020   0.0067   0.00   0.31   -   -   0.0014   -   - 发明钢
  L   0.03   0.10   1.46   0.008   0.0011   0.44   0.14   0.16   0.007   0.027   0.0040   0.03   0.32   -   -   0.0012   -   - 发明钢
  M   0.05   0.09   1.75   0.007   0.0006   0.35   0.19   0.17   0.010   0.017   0.0048   0.00   0.00   -   -   0.0016   -   - 发明钢
  N   0.04   0.06   1.43   0.005   0.0010   0.35   0.15   0.29   0.009   0.016   0.0050   0.04   0.00   -   -   0.0027   0.0008   - 发明钢
  O   0.04   0.07   1.31   0.011   0.0009   0.44   0.24   0.31   0.010   0.015   0.0025   0.04   0.00   -   0.0011   0.0025   -   0.0015 发明钢
  P   0.06   0.06   1.47   0.009   0.0005   0.31   0.05   0.18   0.008   0.024   0.0068   0.03   0.00   -   -   0.0019   0.0012   - 发明钢
  Q   0.03   0.06   1.35   0.006   0.0005   0.42   0.12   0.21   0.006   0.020   0.0055   0.01   0.25   -   -   0.0013   0.0011   - 发明钢
  R   0.03   0.05   1.55   0.011   0.0007   0.23   0.18   0.19   0.009   0.029   0.0063   0.00   0.00   -   -   0.0017   -   - 发明钢
  S   0.06   0.07   1.44   0.011   0.0014   0.33   0.16   0.19   0.009   0.017   0.0027   0.00   0.00   -   0.0022   0.0007   -   - 发明钢
  T   0.05   0.08   1.69   0.011   0.0005   0.38   0.11   0.06   0.007   0.026   0.0045   0.04   0.23   -   -   0.0020   -   - 发明钢
  U   0.04   0.08   1.42   0.009   0.0009   0.32   0.20   0.30   0.007   0.020   0.0020   0.04   0.00   -   0.0011   0.0017   -   - 发明钢
  V   0.07   0.09   1.30   0.006   0.0009   0.59   0.14   0.26   0.006   0.028   0.0041   0.02   0.30   0.022   -   0.0029   -   - 发明钢
  W   0.04   0.07   1.72   0.012   0.0010   0.50   0.20   0.22   0.008   0.018   0.0039   0.00   0.18   0.008   0.0015   0.0020   0.0008   0.0007 发明钢
  X   0.03   0.08   1.51   0.006   0.0009   0.47   0.35   0.33   0.009   0.025   0.0038   0.03   0.31   0.019   -   0.0027   -   - 发明钢
  AA   0.11   0.09   1.36   0.008   0.0012   0.49   0.11   0.17   0.008   0.029   0.0036   0.04   0.00   -   0.0014   0.0008   -   - 比较钢
  BB   0.06   0.34   1.47   0.009   0.0011   0.49   0.10   0.28   0.007   0.023   0.0033   0.03   0.00   -   0.0013   0.0011   -   - 比较钢
  CC   0.04   0.06   1.59   0.008   0.0070   0.52   0.15   0.25   0.006   0.027   0.0035   0.04   0.00   -   0.0013   0.0008   -   - 比较钢
  DD   0.05   0.08   1.65   0.009   0.0009   0.57   0.14   0.23   0.019   0.028   0.0032   0.02   0.00   -   0.0016   0.0008   -   - 比较钢
  EE   0.04   0.08   1.80   0.008   0.0010   0.46   0.10   0.21   0.007   0.023   0.0036   0.11   0.00   -   0.0015   0.0012   -   - 比较钢
  FF   0.04   0.08   1.75   0.009   0.0008   0.45   0.10   0.19   0.009   0.020   0.0042   0.04   0.00   -   0.0015   -   -   - 比较钢
【表2】
  编号   钢   凝固   制管加热条件   制管后的淬火处理条件   回火条件   强度   韧性   钢管壁厚(mm)   参考
工艺   冷却速度(℃/分)   加热温度(℃)   加热速度(℃/分)   中间保持条件   直接再加热   冷却到室温后再加热   冷却速度(℃/秒)   冷却结束温度(℃)   温度(℃)   时间(分)   屈服应力(MPa)   破面转移温度(℃)
  温度(℃)   时间(分)   温度(℃)   时间(分)   温度(℃)   时间(分)
  1-1   A   RCC   10.6   1250   -   600   90   950   10   -   -   8.4   37   590   20   772   -38   42   发明例
  1-2   A   RCC   15.1   1200   16.5   -   -   950   10   -   -   11.6   55   630   30   752   -7   42   比较例
  2-1   B   RCC   11.7   1250   9.4   -   -   900   20   -   -   11.7   56   600   30   663   -58   40   发明例
  2-2   B   RCC   4.5   1150   7.9   -   -   900   20   -   -   97   59   600   30   620   -19   40   比较例
  3-1   C   RCC   10.2   1150   -   800   90   950   10   -   -   15.6   26   590   20   586   -45   35   发明例
  3-2   C   RCC   12.1   1300   6.5   -   -   950   10   -   -   10.1   60   610   20   568   0   35   比较例
  4-1   D   RCC   9.7   1150   5.6   -   -   950   10   -   -   14.6   50   640   30   605   -51   35   发明例
  4-2   D   RCC   12.5   1100   16.4   400   90   950   10   -   -   10.9   57   560   20   582   -4   35   比较例
  5-1   E   RCC   14.1   1200   9.9   -   -   950   10   -   -   11.5   62   590   20   611   -33   45   发明例
  5-2   E   RCC   10.7   1250   7.7   -   -   950   10   -   -   5.5   47   590   30   567   -16   45   比较例
  6-1   F   RCC   8.2   1200   7.1   -   -   980   5   -   -   14.8   53   550   20   630   -60   35   发明例
  6-2   F   RCC   13   1150   -   750   120   980   5   -   -   8.3   200   600   10   655   -18   35   比较例
  7-1   G   RCC   11.8   1200   9.0   -   -   950   10   -   -   9.2   31   610   20   682   -58   30   发明例
  7-2   G   RCC   13.6   1310   6.3   -   -   950   10   -   -   19.4   51   640   10   690   -5   30   比较例
  8-1   H   RCC   8.4   1250   6.2   -   -   940   10   -   -   17.8   46   600   10   755   -39   32   发明例
  8-2   H   RCC   15   1200   7.4   -   -   940   10   -   -   4.1   48   620   30   709   2   32   比较例
  9-1   I   RCC   10.9   1250   -   650   30   950   10   -   -   18   30   570   10   617   -51   32   发明例
  9-2   I   RCC   4.5   1100   -   700   120   950   10   -   -   8.9   40   620   20   612   -15   32   比较例
  10-1   J   RCC   14.4   1100   9.9   -   -   950   10   -   -   19.1   53   640   20   647   -31   30   发明例
  10-2   J   RCC   10.9   1100   6.7   -   -   950   10   -   -   14.3   179   580   10   641   -22   30   比较例
  11-1   K   RCC   15.7   1250   8.1   -   -   950   10   -   -   9.2   57   640   10   654   -42   50   发明例
  11-2   K   RCC   12.7   1200   15.7   -   -   950   10   -   -   8.7   50   550   10   643   2   50   比较例
  12-1   L   RCC   11.9   1150   7.7   -   -   950   10   -   -   10.6   51   580   20   605   -35   45   发明例
  12-2   L   RCC   12.4   1200   5.8   -   -   1080   10   -   -   9.5   55   610   10   624   -12   45   比较例
  13-1   M   RCC   8.7   1250   6.9   -   -   950   30   -   -   11.8   31   560   20   706   -42   40   发明例
  13-2   M   RCC   12.6   1100   -   600   60   780   30   -   -   13.2   41   610   20   703   -9   40   比较例
  14-1   N   RCC   10.1   1250   8.7   -   -   -   -   -   -   16   40   640   30   640   -54   35   发明例
  14-2   N   RCC   13.6   1200   -   850   60   -   -   -   -   4.3   26   560   10   591   -2   35   比较例
【表3】
  编号   钢   凝固   制管加热条件   制管后的淬火处理条件   回火条件   强度   韧性   钢管壁厚(mm)   参考
工艺   冷却速度(℃/分)   加热温度(℃)   加热速度(℃/分)   中间保持条件   直接再加热   冷却到室温后再加热   冷却速度(℃/秒)   冷却结束温度(℃)   温度(℃)   时间(分)   屈服应力(MPa)   破面转移温度(℃)
温度(℃) 时间(分) 温度(℃) 时间(分) 温度(℃) 时间(分)
  15-1   O   RCC   15.1   1100   6.8   -   -   -   -   -   -   14.5   50   580   30   745   -31   30   发明例
  15-2   O   RCC   15.8   1150   5.3   -   -   -   -   -   -   19.6   163   640   20   766   -2   30   比较例
  16-1   P   RCC   13.2   1150   -   800   90   -   -   -   -   9.3   36   640   10   586   -43   40   发明例
  16-2   P   RCC   14.6   1150   -   700   60   -   -   -   -   14.3   30   400   30   573   -9   40   比较例
  17-1   Q   RCC   8.3   1150   8.7   -   -   -   -   -   -   13.3   60   630   20   577   -47   30   发明例
  17-2   Q   RCC   15   1150   -   800   60   -   -   -   -   18.6   45   750   30   535   -10   30   比较例
  18-1   R   RCC   13.4   1100   -   700   90   -   -   -   -   16.3   53   630   10   530   -42   35   发明例
  18-2   R   RCC   5.2   1200   9.3   -   -   -   -   -   -   15.1   52   630   30   519   -24   35   比较例
  19-1   S   RCC   13.9   1200   9.3   -   -   -   -   -   -   13.4   37   570   20   720   -51   30   发明例
  19-2   S   RCC   15.3   1310   5.1   -   -   -   -   -   -   18.9   44   560   10   698   -3   30   比较例
  20-1   T   RCC   10.9   1100   -   850   90   -   -   -   -   8.4   45   640   10   679   -47   40   发明例
  20-2   T   RCC   13.4   1250   19.7   -   -   -   -   -   -   13.9   39   620   30   673   2   40   比较例
  21-1   U   RCC   11.8   1200   7.9   -   -   -   -   -   -   11.3   43   590   20   751   -35   35   发明例
  21-2   U   RCC   14   1200   18.2   300   30   -   -   -   -   17.1   40   550   10   746   -14   35   比较例
  22-1   V   RCC   10.3   1250   -   750   30   -   -   920   15   9.6   34   620   30   875   -36   43   发明例
  22-2   V   RCC   14.6   1250   9.1   -   -   -   -   920   15   11.7   210   580   20   872   8   43   比较例
  23-1   W   RCC   11.4   1150   -   600   120   -   -   920   30   12.4   45   560   20   888   -42   40   发明例
  23-2   W   RCC   11.9   1250   -   800   90   -   -   920   30   3.7   45   640   20   837   16   40   比较例
  24-1   X   RCC   13.6   1250   6.8   -   -   -   -   920   20   12.9   48   630   30   889   -38   40   发明例
  24-2   X   RCC   9.5   1250   5.6   -   -   -   -   1100   20   12.1   28   610   30   900   -19   40   比较例
  25   AA   RCC   11.8   1250   8.0   -   -   -   -   920   15   10.6   34   600   30   860   -12   40   比较例
  26   BB   RCC   11.7   1250   8.1   -   -   -   -   920   15   10.1   31   600   30   840   -11   40   比较例
  27   CC   RCC   10.6   1250   7.6   -   -   -   -   920   15   11.2   27   600   30   825   -12   40   比较例
  28   DD   RCC   12.3   1250   7.2   -   -   -   -   920   15   9.8   28   600   30   914   -6   45   比较例
  29   EE   RCC   11.2   1250   8.6   -   -   -   -   920   15   10.4   30   600   30   870   -15   45   比较例
  30   FF   RCC   11.6   1250   7.5   -   -   -   920   15   10.3   31   600   30   886   -17   45   比较例
【表4】
编号 钢 凝固 开坯轧制加热条件 制管 制管后的淬火处理条件 回火条件 强度 韧性 钢管壁厚(mm) 参考
工艺 冷却速度(℃/分) 加热温度(℃) 加热速度(℃/分) 中间保持条件 加热温度(℃) 直接再加热 冷却到室温后再加热 冷却速度(℃/秒) 冷却结束温度(℃) 温度(℃) 时间(分) 屈服应力(MPa) 破面转移温度(℃)
温度(℃) 时间(分) 温度(℃) 时间(分) 温度(℃) 时间(分)
1-1 A BLCC 15.0 1150 8.3 - - 1250 950 10 - - 17 44 580 20 779 -30 35 发明例
1-2 A BLCC 14.3 1200 6.1 - - 1310 950 10 - - 16.9 35 580 20 778 4 35 比较例
2-1 B BLCC 15.2 1250 7.8 - - 1200 950 10 - - 11.3 42 590 10 649 -54 45 发明例
2-2 B BLCC 16.1 1100 7.8 - - 1250 950 10 - - 4.9 60 570 20 607 -13 45 比较例
3-1 C BLCC 15.1 1150 8.0 - - 1150 950 10 - - 10.1 65 640 30 597 -33 30 发明例
3-2 C BLCC 16.0 1200 17.1 350 30 1150 950 10 - - 19.4 38 580 10 583 -21 30 比较例
4-1 D BLCC 13.8 1200 6.7 - - 1100 950 10 - - 11 48 560 20 580 -31 35 发明例
4-2 D BLCC 11.7 1310 6.0 - - 1200 950 10 - - 17.2 38 610 10 614 -17 35 比较例
5-1 E BLCC 11.7 1200 4.8 - - 1250 950 10 - - 17.1 27 600 20 606 -40 32 发明例
5-2 E BLCC 14.4 1150 7.9 - - 1250 950 10 - - 4.4 26 560 10 555 -19 32 比较例
6-1 F BLCC 12.0 1200 5.6 - - 1200 950 10 - - 11.8 41 590 20 662 -27 40 发明例
6-2 F BLCC 16.3 1150 7.8 - - 1150 760 10 - - 11.4 36 630 10 631 -9 40 比较例
7-1 G BLCC 13.1 1150 5.8 - - 1250 950 10 - - 15.5 42 600 30 714 -28 35 发明例
7-2 G BLCC 13.6 1200 7.1 - - 1100 950 10 - - 11.2 179 560 20 712 -7 35 比较例
8-1 H BLCC 14.7 1200 6.4 - - 1250 950 10 - - 17.7 69 560 30 771 -27 33 发明例
8-2 H BLCC 7.1 1150 5.9 - - 1150 950 10 - - 13.1 45 590 30 780 -1 33 比较例
9-1 I BLCC 15.5 1250 6.7 - - 1150 950 10 - - 16.5 33 600 30 616 -48 35 发明例
9-2 I BLCC 11.3 1200 5.7 - - 1320 950 10 - - 12 66 560 10 632 4 35 比较例
10-1 J BLCC 12.3 1250 6.3 - - 1250 950 10 - - 17.4 56 620 30 651 -43 30 发明例
10-2 J BLCC 12.3 1200 16.8 - - 1150 950 10 - - 19.9 39 600 30 640 0 30 比较例
11-1 K BLCC 15.5 1250 7.7 - - 1200 950 10 - - 8.8 33 580 20 633 -50 50 发明例
11-2 K BLCC 16.3 1250 750 120 1200 950 10 - - 8.2 192 550 30 666 -3 50 比较例
12-1 L BLCC 15.8 1100 8.2 - - 1200 950 10 - - 15.3 26 580 20 612 -46 30 发明例
12-2 L BLCC 15.1 1250 6.8 - - 1100 1090 10 - - 18.5 37 640 20 616 -23 30 比较例
13-1 M BLCC 17.3 1250 8.1 - - 1150 950 10 - - 16.2 71 550 30 683 -51 35 发明例
13-2 M BLCC 6.7 1200 5.2 - - 1250 950 10 - - 10.1 66 550 10 680 -3 35 比较例
14-1 N BLCC 14.1 1100 7.3 - - 1200 - - - - 19.3 55 630 20 607 -46 30 发明例
14-2 N BLCC 10.0 1150 5.8 - - 1250 - - - - 19 41 380 20 625 -23 30 比较例
【表5】
  编号   钢   凝固   开坯轧制加热条件   制管   制管后的淬火处理条件   回火条件   强度   韧性   钢管壁厚(mm) 参考
工艺   冷却速度(℃/分)   加热温度(℃)   加热速度(℃/分)   中间保持条件   加热温度(℃)   直接再加热   冷却到室温后再加热 冷却速度(℃/秒) 冷却结束温度(℃) 温度(℃) 时间(分) 屈服应力(MPa) 破面转移温度(℃)
温度(℃) 时间(分) 温度(℃)   时间(分) 温度(℃)   时间(分)
  15-1   O   BLCC   16.9   1250   7.6   -   -   1150   -   -   -   -   8.2   50   590   20   746   -32   35   发明例
  15-2   O   BLCC   15.5   1150   19.1   250   30   1150   -   -   -   -   15.7   37   590   20   769   4   35   比较例
  16-1   P   BLCC   14.1   1200   6.4   -   -   1100   -   -   -   -   13.6   66   560   20   572   -49   33   发明例
  16-2   P   BLCC   17.5   1100   7.7   -   -   1200   -   -   -   -   17.9   166   630   20   596   3   33   比较例
  17-1   Q   BLCC   12.0   1200   6.2   -   -   1250   -   -   -   -   9.5   39   580   10   585   -41   40   发明例
  17-2   Q   BLCC   17.3   1100   -   800   60   1150   -   -   -   -   14.4   54   740   10   460   -21   40   比较例
  18-1   R   BLCC   14.8   1100   7.5   -   -   1250   -   -   -   -   19.9   30   630   20   538   -31   30   发明例
  18-2   R   BLCC   6.9   1250   5.6   -   -   1100   -   -   -   -   17.5   64   610   20   556   -11   30   比较例
  19-1   S   BLCC   11.8   1200   6.8   -   -   1200   -   -   -   -   16.4   68   640   10   739   -27   35   发明例
  19-2   S   BLCC   17.9   1330   -   750   120   1250   -   -   -   -   10.8   40   620   30   712   -4   35   比较例
  20-1   T   BLCC   14.3   1250   6.4   -   -   1250   -   -   -   -   9.1   53   620   20   646   -53   50   发明例
  20-2   T   BLCC   16.5   1250   8.5   -   -   1200   -   -   -   -   3.1   30   630   30   597   -17   50   比较例
  21-1   U   BLCC   13.5   1250   7.5   -   -   1250   -   -   -   -   19.9   53   640   10   711   -41   30   发明例
  21-2   U   BLCC   10.4   1150   20.8   -   -   1150   -   -   -   -   8.2   51   610   10   733   -11   30   比较例
  22-1   V   BLCC   17.0   1200   -   600   60   1200   -   -   910   30   14.3   29   610   30   878   -27   32   发明例
  22-2   V   BLCC   15.5   1150   -   700   60   1250   -   -   1090   30   18.3   64   570   20   882   5   32   比较例
  23-1   W   BLCC   15.6   1150   8.4   -   -   1200   -   -   920   20   13   58   640   30   876   -22   40   发明例
  23-2   W   BLCC   15.3   1250   7.6   -   -   1250   -   -   920   20   8   203   640   30   887   16   40   比较例
  24-1   X   BLCC   10.2   1150   6.0   -   -   1250   -   -   930   15   9.3   71   560   20   900   -27   45   发明例
  24-2   X   BLCC   17.8   1100   -   800   90   1100   -   -   930   15   4.8   30   620   20   845   4   45   比较例
  25   AA   BLCC   15.9   1230   8.8   -   -   1250   -   -   920   15   14.4   40   600   30   848   -15   35   比较例
  26   BB   BLCC   14.7   1230   8.6   -   -   1250   -   -   920   15   16   38   600   30   846   -8   35   比较例
  27   CC   BLCC   13.7   1230   7.2   -   -   1250   -   -   920   15   13.3   32   600   30   855   -16   40   比较例
  28   DD   BLCC   17.7   1230   8.5   -   -   1250   -   -   920   15   13.3   32   600   30   884   -14   40   比较例
  29   EE   BLCC   15.3   1230   7.3   -   -   1250   -   -   920   15   14.5   36   600   30   901   -9   35   比较例
  30   FF   BLCC   14.1   1230   9.2   -   -   1250   -   -   920   15   15.9   33   600   30   849   -6   35   比较例
产业上的利用可能性
根据本发明，通过规定无缝钢管的化学组成及其制造方法，可以制造出一种管线用管用无缝钢管，特别是在壁厚厚的钢管中具有屈服应力为X70(屈服强度482MPa以上)、X80(屈服强度551MPa以上)、X90(屈服强度620MPa以上)、X100(屈服强度689MPa以上)、X120(屈服强度827MPa以上)的强度，而且韧性优异。本发明的无缝钢管可以作为海底出油管线用，是可以铺设在更为严酷的深海中的钢管。因此，本发明是对能源稳定供给有重大贡献的发明。

Claims (6)

1.一种高强度且韧性良好的管线用管用厚壁无缝钢管，其特征在于，以质量％计含有C：0.03～0.08％、Si：0.25％以下、Mn：0.3～2.5％、Al：0.001～0.10％、Cr：0.02～1.0％、Ni：0.02～1.0％、Mo：0.02～1.2％、Ti：0.004～0.010％、N：0.002～0.008％、以及Ca、Mg和REM之中的1种或2种以上合计为0.0002～0.005％、V：0～0.08％、Nb：0～0.05％、Cu：0～1.0％，余量由Fe和杂质构成，杂质中的P为0.05％以下，S为0.005％以下。
2.一种高强度且韧性良好的管线用管用厚壁无缝钢管，其特征在于，以质量％计含有C：0.03～0.08％、Si：0.25％以下、Mn：0.3～2.5％、Al：0.001～0.10％、Cr：0.02～1.0％、Ni：0.02～1.0％、Mo：0.02～1.2％、Ti：0.004～0.010％、N：0.002～0.008％、B：0.0003～0.01％、以及Ca、Mg和REM之中的1种或2种以上合计为0.0002～0.005％、V：0～0.08％、Nb：0～0.05％、Cu：0～1.0％，余量由Fe和杂质构成，杂质中的P为0.05％以下，S为0.005％以下。
3.一种高强度且韧性良好的管线用管用厚壁无缝钢管的制造方法，其特征在于，包括下述的(a)～(e)的工序，
(a)通过连续铸造使具有权利要求1或2所述的化学组成的钢水凝固成截面为圆形的钢坯的工序，
(b)将1400℃～1000℃之间的平均冷却速度定为6℃/分以上，将所述钢坯冷却到室温的工序，
(c)将550℃～900℃之间的平均加热速度定为15℃/分以下，加热至1150～1280℃以后，通过穿孔和轧制制造无缝钢管的工序，
(d)制管后直接以850～1000℃进行均热后，或者制管后先冷却，接着加热到850～1000℃后，或者制管后直接将800℃～500℃之间的平均加热速度定为8℃/分以上而进行连续强制冷却至100℃以下的工序，
(e)在500～690℃的范围内的温度进行回火的工序。
4.一种高强度且韧性良好的管线用管用厚壁无缝钢管的制造方法，其特征在于，包括下述的(a)～(e)的工序，
(a)通过连续铸造使具有权利要求1或2所述的化学组成的钢水凝固成截面为方形的初轧坯或板坯的工序，
(b)将1400℃～1000℃之间的平均冷却速度定为8℃/分以上，将所述初轧坯或板坯冷却到室温的工序，
(c)将550℃～900℃之间的平均加热速度定为15℃/分以下，加热至1150～1280℃以后，通过锻造或/和轧制制作截面为圆形的钢坯并冷却到室温的工序，
(d)将所述钢坯加热至1150～1280℃，通过穿孔和轧制制造无缝钢管的工序，
(e)制管后直接以850～1000℃进行均热后，或者制管后先冷却，接着加热到850～1000℃后，或者制管后直接将800℃～500℃之间的平均加热速度定为8℃/分以上而进行连续强制冷却至100℃以下的工序，
(f)在500～690℃的范围内的温度进行回火的工序。
5.一种高强度且韧性良好的管线用管用厚壁无缝钢管的制造方法，其特征在于，包括下述的(a)～(e)的工序，
(a)通过连续铸造使具有权利要求1或2所述的化学组成的钢水凝固成截面为圆形的钢坯的工序，
(b)将1400℃～1000℃之间的平均冷却速度定为6℃/分以上，将所述钢坯冷却到室温的工序，
(c)进行550℃～1000℃的温度区域的15分以上的均热，加热至1150～1280℃以后，通过穿孔和轧制制造无缝钢管的工序，
(d)制管后直接以850～1000℃进行均热后，或者制管后先冷却，接着加热到850～1000℃后，或者制管后直接将800℃～500℃之间的平均加热速度定为8℃/分以上而进行连续强制冷却至100℃以下的工序，
(e)在500～690℃的范围内的温度进行回火的工序。
6.一种高强度且韧性良好的管线用管用厚壁无缝钢管的制造方法，其特征在于，包括下述的(a)～(e)的工序，
(a)通过连续铸造使具有权利要求1或2所述的化学组成的钢水凝固成截面为方形的初轧坯或板坯的工序，
(b)将1400℃～1000℃之间的平均冷却速度定为8℃/分以上，将所述初轧坯或板坯冷却到室温的工序，
(c)进行550℃～1000℃的温度区域的15分以上的均热，加热至1150～1280℃以后，通过锻造或/和轧制制作截面为圆形的钢坯并冷却到室温的工序，
(d)将所述钢坯加热至1150～1280℃以后，通过穿孔和轧制制造无缝钢管的工序，
(e)制管后直接以850～1000℃进行均热后，或者制管后先冷却，接着加热到850～1000℃后，或者制管后直接将800℃～500℃之间的平均加热速度为8℃/分以上而进行连续强制冷却至100℃以下的工序，
(f)在500～690℃的范围内的温度下进行回火的工序。
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