CN101163807B - 高张力钢板、焊接钢管及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的高张力钢板，由式(1)所示的碳当量Pcm为0.180～0.220％，表面硬度以维氏硬度计为285以下，表层部的岛状马氏体的比率为10％以下，比表层部深的内部的铁素体及贝氏体的混合组织比率为90％以上，且混合组织中的贝氏体的比率为10％以上，贝氏体的板条的厚度为1μm以下，板条的长度为20μm以下，作为中心偏析部的Mn浓度对从表面到板厚1/4深度的部分的Mn浓度的比的偏析度为1.3以下。Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B(1)式(1)中符号表示各元素的质量％。根据以上的构成，本发明的高张力钢板具有551MPa以上的屈服强度和620MPa以上的抗拉强度，具有优异的韧性、高速延性断裂停止特性及焊接性。

Description

高张力钢板、焊接钢管及其制造方法 

技术领域

本发明涉及高张力钢板、焊接钢管及其制造方法，更详细地说，是涉及用于输送天然气和原油的管线用管和各种压力容器等所使用的高张力钢板、焊接钢管及其制造方法。 

背景技术

在用于长距离输送天然气和原油等的管线用管中，要求输送效率的提高。为了提高输送效率，需要使管线用管的操作压力上升，不过对应操作压力的上升也需要提高管线用管的强度。 

如果增加管线用管的壁厚则管线用管的强度提高，但是随着壁厚的增加，现场的焊接施工效率降低。此外，随着壁厚的增加，管线用管的重量也增加，所以管线用管建设时的施工效率下降。因此，作为提高管线用管的强度的方法，所实施的对策不仅仅是增加壁厚，而且还会增加管线用管的原材自身的强度，现在，由美国石油协会(API)规范化的X80级钢为代表的被实用化的管线用管，其屈服强度为551MPa以上，且抗拉强度为620MPa以上。 

可是，近年来在加拿大等的寒冷地管线用管建设被推进，但是对于在这种寒冷地使用的管线用管，就要求有优异的韧性及优异的高速延性断裂停止特性。所谓高速延性断裂停止特性是指，即使由于在焊接部不可避免地发生的缺陷所导致的脆性破坏万一发生，脆性破坏造成的裂纹的扩展也会受到抑制的性能。 

此外，从焊接施工效率的观点出发，对管线用管要求有优异的焊接性。 

因此，对管线用管不但要求高强度，还要求优异的韧性、高速延性断裂停止特性及焊接性。 

特开2003-328080号公报、特开2004-124167号公报及特开 2004-124168号公报，公开了一种韧性及变形能优异的高强度的钢管，其是通过在钢管母材中含有内含由Mg和Al构成的氧化物的微细的碳氮化物、氧化物及硫化物所构成的复合物。但是，如果含有由氧化物及硫化物构成的复合物，则认为钢的高速延性断裂特性会降低。 

特开2004-43911号公报公开了一种管线用管，其通过降低母材的Si、Al含量而使低温韧性提高。但是，因为该文献所公开的管线用管并没有规定制造方法，所以认为有偏析和晶粒的粗大化发生的情况。这种情况下，高速延性断裂停止特性降低。 

作为其他相关文献，还有特开2002-220634号公报。 

发明内容

本发明的目的在于，提供一种具有551MPa以上的屈服强度和620MPa以上的抗拉强度，且具有优异的韧性、高速延性断裂停止特性及焊接性的高张力钢板及用其制造的焊接钢管。 

本发明者们为了解决上述课题而发现了以下的事项。 

(A)为了获得高强度及高韧性，使金属组织实质上成为铁素体及贝氏体的混合组织是有效的。此外，为了获得551MPa以上的屈服强度及620MPa以上的抗拉强度，使混合组织内的贝氏体比率为10％以上是有效的。 

(B)为了使屈服强度为551MPa以上且抗拉强度为620MPa以上，并且获得优异的韧性和焊接性，使由式(1)所示的碳当量Pcm为0.180～0.220是有效的。 

Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B  (1) 

这里，式(1)中元素符号表示各元素的质量％ 

(C)为了获得高韧性及优异的高速延性断裂停止特性，进一步使贝氏体的板条束(packet)微细化及/或使贝氏体内的渗碳体粒子微细化是有效的。具体来说，是使构成板条束的板条的厚度在1μm以下，使板条的长度在20μm以下是有效的。 

(D)如果将表层部的岛状马氏体(Martensite Austenite：以下称为MA)的比率降低到10％以下，且使表面硬度以维氏硬度计为285以下， 则能够进一步提高韧性。 

(E)如果增加钢中的Mn含量，则能够提高抗拉强度。但是，Mn是容易发生偏析的元素，因此如果Mn含量高，则中心偏析发生，因而不能获得良好的高速延性断裂停止特性。通过对于连续铸造中的铸片内的未凝固钢水实施电磁搅拌，并且在铸片的中心部最终凝固前压下铸片，即使Mn含量高，也能够降中心偏析。因此，能够得到高强度及优异的高速延性断裂停止特性。 

基于以上的发现，本发明者们完成了以下的发明。 

本发明的高张力钢板，含有C：0.02～0.1％、Si：0.6％以下、Mn：1.5～2.5％、Ni：0.1～0.6％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.005～0.03％、sol.Al：0.1％以下、N：0.001～0.006％、B：0～0.0025％、Cu：0～0.6％、Cr：0～0.8％、Mo：0～0.6％、V：0～0.1％、Ca：0～0.006％、Mg：0～0.006％、稀土类元素：0～0.03％、P：0.015％以下、S：0.003％以下，余量由Fe及杂质构成，式(1)所示的碳当量Pcm为0.180～0.220％，表面硬度以维氏硬度计为285以下，表层部的岛状马氏体的比率为10％以下，比表层部深的内部的铁素体及贝氏体的混合组织比率为90％以上，且混合组织中的贝氏体的比率为10％以上，贝氏体的板条的厚度为1μm以下，板条的长度为20μm以下，所述钢板的板厚为10～50mm，并且所述钢板通过使用下述铸片进行制造，使得作为中心偏析部的Mn浓度对从表面到板厚1/4深度的部分的Mn浓度的比的偏析度为1.3以下，该铸片如下而得到：在连续铸造法中，在铸片的最终凝固位置上游，在所述铸片的中心固相率比0大而低于0.2的位置，在厚度方向对所述铸片进行30mm以上压下，在所述位置的上游2m以上的位置，以使所述铸片内的未凝固钢水沿所述铸片的宽度方向流动的方式实施电磁搅拌而得到。 

Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B  (1) 

这里，式(1)中元素符号表示元素的质量％ 

本发明的高张力钢板，含有C：0.02～0.1％、Si：0.6％以下、Mn：1.5～2.5％、Ni：0.1～0.6％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.005～0.03％、sol.Al：0.1％以下、N：0.001～0.006％、B：0～0.0025％、Cu：0～0.6％、Cr：0～0.8％、Mo：0～0.6％、V：0～0.1％、Ca：0～0.006％、Mg：0～0.006％、稀土类元素：0～0.03％、P：0.015％以下、S：0.003％以下，余量由Fe及杂质构成，式(1)所示的碳当量Pcm为0.180～0.220％，表面硬度以维氏硬度计为285以下，表层部的岛状马氏体的比率为10％以下，比表层部深的内 部的铁素体及贝氏体的混合组织比率为90％以上，且混合组织中的贝氏体的比率为10％以上，贝氏体的板条内的渗碳体析出粒子的长径为0.5μm以下，所述钢板的板厚为10～50mm，并且所述钢板通过使用下述铸片进行制造，使得作为中心偏析部的Mn浓度对从表面到板厚1/4深度的部分的Mn浓度的比的偏析度为1.3以下，该铸片如下而得到：在连续铸造法中，在铸片的最终凝固位置上游，在所述铸片的中心固相率比0大而低于0.2的位置，在厚度方向对所述铸片进行30mm以上压下，在所述位置的上游2m以上的位置，以使所述铸片内的未凝固钢水沿所述铸片的宽度方向流动的方式实施电磁搅拌而得到。 

优选高张力钢板此外其板条的厚度为1μm以下，板条的长度为20μm以下。 

本发明的焊接钢管采用上述的高张力钢板制造。 

本发明的高张力钢管的制造方法具有连续铸造工序和轧制工序，连续铸造工序是通过连续铸造法而使如下这种钢水成为铸片的工序，该钢水含有C：0.02～0.1％、Si：0.6％以下、Mn：1.5～2.5％、Ni：0.1～0.6％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.005～0.03％、sol.Al：0.1％以下、N：0.001～0.006％、B：0～0.0025％、Cu：0～0.6％、Cr：0～0.8％、Mo：0～0.6％、V：0～0.1％、Ca：0～0.006％、Mg：0～0.006％、稀土类元素：0～0.03％、P：0.015％以下、S：0.003％以下，余量由Fe及杂质构成，由上述式(1)所示的碳当量Pcm为0.180～0.220％，轧制工序是轧制铸片而成为高张力钢板的工序。连续铸造工序包含如下工序：将钢水注入冷却的铸模中，形成在表面有凝固坯壳，在内部有未凝固钢水的铸片的工序；将铸片拉拔到铸模下方的工序；作为铸片的最终凝固位置的上游，在铸片的中心固相率比0大而低于0.2的位置，在厚度方向对铸片进行30mm以上压下的工序；在压下位置的上游2m以上的位置，以使未凝固钢水沿铸片的宽度方向流动的方式对于铸片实施电磁搅拌的工序。轧制工序包含如下工序：将通过连续铸造工序所制造的铸片加热到900～1200℃的工序；以使奥氏体未再结晶温度区域下的累积压下率为50～90％的方式，对加热过的铸片进行轧制而成为具有10～50mm板厚的钢板的工序；从A_r3-50℃以上温度以10～45℃/秒的冷却速度对钢板进行冷却工序。 

优选记述的高张力钢板的制造方法还具有在低于A_c1点对冷却后的钢板进行回火的工序。 

本发明的高张力钢板用铸片的制造方法，是使用了连续铸造装置的高 张力钢板用铸片的制造方法，其中具有如下工序：将如下这种钢水注入冷却的铸模，从而形成在表面有凝固坯壳，在内部有未凝固钢水的铸片的工序，该钢水含有C：0.02～0.1％、Si：0.6％以下、Mn：1.5～2.5％、Ni：0.1～0.6％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.005～0.03％、sol.Al：0.1％以下、N：0.001～0.006％、B：0～0.0025％、Cu：0～0.6％、Cr：0～0.8％、Mo：0～0.6％、V：0～0.1％、Ca：0～0.006％、Mg：0～0.006％、稀土类元素：0～0.03％、P：0.015％以下、S：0.003％以下，余量由Fe及杂质构成，由上述式(1)所示的碳当量Pcm为0.180～0.220％；将铸片拉拔到铸模下方的工序；作为铸片的最终凝固位置的上游，在铸片的中心固相率比0大而低于0.2的位置，在厚度方向对铸片进行30mm以上压下的工序；在压下位置的上游2m以上的位置，以使未凝固钢水沿铸片的宽度方向流动的方式对于铸片实施电磁搅拌的工序。

附图说明

图1是本发明的高张力钢的贝氏体组织的概略图。 

图2是用于制造本发明的高张力钢的铸片的连续铸造装置的概略图。 

具体实施方式

以下，参照附图对于本发明的实施方式进行详细说明。图中同一或相当部分中附带同一符号以援引该说明。 

1.化学组成 

本发明的实施方式的高张力钢材(高张力钢板及焊接钢管)具有以下的组成。以后，关于合金元素的％意思是质量％。 

C：0.02～0.1％ 

C在增加钢的强度方面有效。但是如果C含量过量，则钢的韧性及高速延性断裂停止特性降低，此外现场的焊接性降低。因此，C含量为0.02～0.1％。优选的C含量为0.04～0.09％。 

Si：0.6％以下 

Si在钢的脱氧方面有效。但是，如果Si含量过量，则不仅使HAZ(Heat Affected Zone：焊接热影响部)的韧性劣化，而且也加工性劣化。因此Si含量为0.6％以下。优选的Si含量为0.01～0.6％。 

Mn：1.5～2.5％ 

Mn是在增加钢的强度方面有效的元素。但是，如果Mn含量过量，则钢的高速延性断裂停止特性及焊接部的韧性降低。过量的Mn还会助长 铸造时的中心偏析。为了抑制中心偏析，且抑制高速延性断裂停止特性及韧性的降低，优选Mn含量的上限为2.5％。因此，Mn含量为1.5～2.5％。优选的Mn含量为1.6～2.5％。 

Ni：0.1～0.7％ 

Ni在增加钢的强度方面有效，此外还可以改善韧性及高速延性断裂停止特性。但是，如果过量地含有Ni，则这些效果饱和。因此，Ni含量为0.1～0.7％。优选的Ni含量为0.1～0.6％。 

Nb：0.01～0.1％ 

Nb形成碳氮化物，有助于轧制时的奥氏体晶粒的微细化。但是，如果Nb含量过量，则不仅韧性降低，而且现场的焊接性也降低。因此，Nb含量为0.01～0.1％。优选的Nb含量为0.01～0.06％。 

Ti：0.005～0.03％ 

Ti与N结合形成TiN，有助于钢坯加热时及焊接时的奥氏体晶粒的微细化。Ti还会抑制由Nb助长的钢坯表面的龟裂裂纹。但是，如果Ti含量过量，则TiN粗大化，因此不利于奥氏体晶粒的微细化。因此，Ti含量为0.005～0.03％。优选的Ti含量0.005～0.025％。 

sol.Al：0.1％以下 

Al对钢的脱氧有效。Al还会使组织微细化，从而提高钢的韧性。但是，如果Al含量过量，则夹杂物粗大化，钢的纯度降低。因此sol.Al含量为0.1％以下。优选的sol.Al含量为0.06％以下，更优选的sol.Al含量为0.05％以下。 

N：0.001～0.006％ 

N与Ti形成TiN，有助于钢坯加热时及焊接时的奥氏体晶粒的微细化。但是，如果N含量过量，则钢坯品质劣化。此外，如果固溶的N含量过量，则HAZ的韧性劣化。因此，N含量为0.001～0.006％。优选的N含量为0.002～0.006％，。 

P：0.015％以下 

P是杂质，不仅使钢的韧性降低，而且助长钢坯的中心偏析，此外还引起晶界的脆性破坏。因此P含量为0.015％。优选的P含量为0.012％以下。 

S：0.003％以下， 

S是杂质，使钢的韧性降低。具体来说，S与Mn结合而形成MnS，该MnS通过轧制而延伸，由此钢的韧性降低。因此，S含量为0.003％以下。优选的S含量为0.0024％以下。 

还有，余量由Fe构成，不过也可以包含P和S以外的其他杂质。 

本实施方式的高张力钢材，根据需要还含有B、Cu、Cr、Mo及V之中的1种以上。即，B、Cu、Cr、Mo及V是选择元素。 

B：0～0.0025％ 

Cu：0～0.6％ 

Cr：0～0.8％ 

Mo：0～0.6％ 

V：0～0.1％ 

B、Cu、Cr、Mo及V均是在增加钢的强度方面有效的元素。然而，如果任何一种元素过量地含有，都会使钢的韧性劣化。因此，B含量为0～0.0025％，Cu含量为0～0.6％，Cr含量为0～0.8％，Mo含量为0～0.6％，V含量为0～0.1％。优选的B含量为0.0005～0.0025％，优选的Cu含量为0.2～0.6％，优选的Cr含量为0.3～0.8％，优选的Mo含量为0.1～0.6％，优选的V含量为0.01～0.1％。 

本实施方式的高张力钢材，根据需要还含有Ca、Mg及稀土类元素(REM)之中的1种以上。即，Ca、Mg及REM是选择元素。Ca、Mg及稀土类元素均是在提高钢的韧性方面有效的元素。 

Ca：0～0.006％ 

Ca控制MnS的形态，提高与钢的轧制方向相垂直的方向的韧性。但是，如果Ca含量过量，则成为内部缺陷的原因的非金属夹杂物增加，成为内部缺陷的要因。因此，Ca含量为0～0.006％。优选的Ca含量为0.001～0.006％。 

Mg：0～0.006％ 

Mg抑制TiN的形态，通过抑制粗大的TiN的生成而提高钢及HAZ的韧性。但是，如果Mg含量过量，则非金属夹杂物增加，成内部缺陷的要因。因此，Mg含量为0～0.006％。优选的Mg含量为0.001～0.006％。 

REM：0～0.03％ 

REM形成氧化物和硫化物，降低O和S的固溶量，由此提高钢的韧性。然而，如果REM含量过量，则非金属夹杂物增加，成内部缺陷的要因。因此，REM含量为0～0.03％。优选的REM含量为0.001～0.03％。还有，REM也可以是以La和Ce为主成分的工业用REM原料。 

还有，含有上述的Ca、Mg及REM之中的2种以上的元素时，这些元素的含量的合计优选为0.001～0.03％。 

本实施方式的高张力钢板，此外由以下式(1)所示的碳当量Pcm为0.180～0.220％。 

Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B  (1) 

这里，式(1)中元素符号表示元素的质量％ 

如果使碳当量Pcm为0.180～0.220％，则金属组织成为铁素体及贝氏体的混合组织。因此，能够提高强度及韧性，而且能够得到良好的焊接性。 

如果碳当量Pcm比0.108％低，则淬火性不足，难以获得551MPa以上的屈服强度及620MPa以上的抗拉强度。另一方面，如果碳当量Pcm比0.220％高，则淬火性过度上升，韧性及焊接性降低。 

2.金属组织 

2.1.除去表层部的部分的组织 

在比本实施方式的高张力钢材的表面更深的内部，实质上由铁素体及贝氏体的混合组织构成。具体来说，比表层部更深的内部的铁素体及贝氏体的混合组织的比率为90％以上。在此，所谓贝氏体是板条状的贝氏体铁素体，指的是在其内部有渗碳体粒子析出的组织。 

铁素体及贝氏体的混合组织具有高强度及高韧性。这是因为先于铁素体生成的贝氏体成为分割奥氏体晶粒的壁，从而抑制其次生成的铁素体的成长。 

为了高强度化，还优选铁素体及贝氏体的混合组织中的贝氏体比率高的。这是因为贝氏体比铁素体强度高。为了使屈服强度为551MPa以上，且使抗拉强度为620MPa以上，优选使铁素体及贝氏体的混合组织中的贝氏体比率为10％以上。 

为了进一步改善铁素体及贝氏体的混合组织的韧性，优选使贝氏体分 散生成。如果通过热轧而使未再结晶状态的奥氏体晶粒的长宽比为3以上，则能够从奥氏体晶界及晶粒内的大量核生成点生成贝氏体，能够分散混合组织中的贝氏体。在此，所谓长宽比是在轧制方向上延伸的奥氏体晶粒的长径除以短径的值。通过后述的轧制方法，能够使贝氏体分散生成。 

上述的铁素体及贝氏体的混合组织的比率(％)能够根据以下的方法求得。在高张力钢板或高张力焊接钢管的横截面上，用硝酸乙醇腐蚀液等从表面蚀刻到板厚的1/4的深度的部分(以下称为板厚1/4部分)，观察经蚀刻的板厚的1/4部分内的任意10～30个视野(各视野为8～24cm²)。观察中使用200倍的光学显微镜。因为通过蚀刻能够识别铁素体及贝氏体的混合组织，所以可以测定各视野中的铁素体及贝氏体的混合组织的面积分率。 

将由全部视野(10～30个视野)求得的铁素体及贝氏体的混合组织的面积分率平均化，以此作为本发明的铁素体及贝氏体混合组织的比率。混合组织中的贝氏体的比率也能够根据同样的方法求得。 

还有，钢中生成的碳化物的形态因各组织(铁素体、贝氏体、奥氏体等)而有所不同。因此，通过在板厚1/4部分的上述各视野中，对萃取了碳化物的复制试样以2000倍的倍率进行电子显微镜观察，也可以求得铁素体及贝氏体的混合组织的比率，和混合组织中的贝氏体比率。 

铁素体及贝氏体混合组织中的贝氏体还满足以下(I)及/或(II)。 

(I)贝氏体的板条的厚度为1μm以下，并且板条的长度为20μm以下。 

作为具有同结晶方位的贝氏体的集合单位的板条束，优选为微细的。这是因为脆性破坏的裂纹长度依存于板条束的大小。因此，如果减小板条束，则能够缩短裂纹长度，从而能够提高韧性及高速延性断裂停止特性。 

板条束由图1所示的多个板条11构成。因此，如果板条11的长度为20μm以下，则能够得么高韧性及高的高速延性断裂停止特性。为了得到由微细的板条束构成的贝氏体，具体来说就是由20μm以下的长度的板条11构成的贝氏体，需要进行旧奥氏体粒度的调整，如后述，需要以规定范围的累积压下率轧制原材。 

此外，板条11的厚度为1μm以下。贝氏体的板条11的厚度根据相变 温度而变化，越是在高温下生成的贝氏体的板条11其厚度越大。因为相变温度高的贝氏体无法获得高韧性，所以板条11的厚度优选为小的。因此板条的厚度为1μm以下。 

(II)贝氏体的板条的渗碳体粒子的长径为0.5μm以下。 

如图1所示，板条11包含多个渗碳体粒子12。如果从轧制后的再结晶状态的奥氏进行体缓地冷却，则渗碳体粒子12粗大化，不能获得高的高速延性断裂停止特性。因此，渗碳体粒子12优选微细的。如果渗碳体粒子12的长径为0.5μm以下，则能够获得高的高速延性断裂停止特性。 

贝氏体的板条的长度能够根据以下的方法求得。在上述的板厚1/4部分的10～30个视野中，分别测定图1所示的多个板条11的长度LL，并求得平均。由全部视野(10～30个视野)求得的板条11的长度的平均值为本发明所说的板条的长度。通过使用了萃取复制试样的电子显微镜观察也可以测定长度。另外，也可以给各视野的组织拍摄照片，在照片上测定板条长度。 

贝氏体的板条的厚度能够根据以下的方法求得。制作上述各视野的贝氏体组织的薄膜试料，使用制作好的薄膜试料实施透射电子显微镜观察。通过透射电子显微镜观察而测定多个板条的厚度，求其平均。由全部视野求得的板条的厚度的平均值为本发明所说的板条厚度。 

渗碳体粒子的长度能够根据以下的方法求得。通过使用了上述薄膜试料的透射电子显微镜观察，在各视野中测定图1所示的多个渗碳体粒子12的长度LD，求得其平均。将全部视野中求得的长径进行平均，并作为本发明所说的渗碳体的长径。还有，通过使用了上述萃取复制试样的电子显微镜观察，也能够测定图1所示的渗碳体粒子12的长径LD。 

2.2.表层部的组织 

在本实施方式的高张力钢材的表层部，组织中的岛状马氏体(Martensite Austenite：以下称为MA)的比率为10％。这里，所谓表层部是指从除去了氧化皮的表面到0.5mm～2mm的深度的部分。 

MA被认为会通过以下的工序而生成。在制造工序中的冷却过程中，从奥氏体生成贝氏体及铁素体。这时，碳元素和合金元素浓缩到剩余的奥氏体中。过量地含有这样的碳及合金元素的奥氏体被冷却到室温而成为 MA。 

因为MA硬度高，会成为脆性裂纹的发生点，所以会降低韧性及SSCC特性。如果使MA比率为10％以下，则能够提高韧性及SSCC特性。 

MA的比率能够根据以下的方法求得。在表层部的任意10～30个视野中(各视野为8～24cm²)通过电子显微镜观察求得MA的面积分率，将全部视野中求得的MA的面积分率的平均作为本发明所说的MA比率。 

另外，本发明的高张力钢材的表面的硬度以维氏硬度计为285以下。这是因为如果表面的硬度以维氏硬度计比285高，则不仅韧性降低，而且耐SCC性也降低。还有，在焊接钢管中，母材(BM)、焊接部(WM)及HAZ的任何一个的表面硬度以维氏硬度计处于285以下，都能够得到高的韧性和耐SCC性。 

表面硬度能够根据以下的方法求得。在从除去了氧化皮的表面到深度1mm的任意的3点，依据JISZ2244测定维氏硬度。测定时的试验力为98.07N(硬度符号HV10)。测定的值的平均为本发明所说的表面硬度。 

2.3.中心偏析 

本实施方式的高张力钢材的偏析度R为1.3以下。这里，所谓偏析度R是中心偏析部的Mn浓度对实质上没有偏析的部分的Mn浓度的比，由下式(2)表示。 

[式1] 

$R=\frac{{\mathrm{Mn}}_{(t/2)}}{{\mathrm{Mn}}_{(t/4)}}---\left(2\right)$

这里，Mn_(t/2)是中心偏析部的Mn浓度，是钢板的板厚(或钢管的壁厚)的中心部(以下称为板厚1/2部分)的Mn浓度。Mn_(t/4)实质上是没有偏析的部分中的Mn浓度，作为实质上没有偏析的部分的代表为板厚1/4部分中的Mn浓度。 

通过连续铸造法而制造作为轧制原材的铸片时，在横截面中央部会发生偏析(即中心偏析)。因为中心偏析部容易脆性破坏，所以会降低高速轧性断裂停止特性。如果偏析部R为1.3以下，则能够获得优异的高速轧性断裂停止特性。 

Mn_(t/2)及Mn_(t/4)能够根据以下的方法求得。在钢板的横截面上实施蚀刻，确认板厚中心部的偏析线。在偏析线内的任意5处实施EPMA的线分析，将5处的偏析峰值的算术平均值作为Mn_(t/2)。另外，从钢板的板厚1/4部分提取试样，对于提取的试样实施依据JIS G0321的制品分析，由此求得的Mn浓度为Mn_(t/4)。制品分析可以用发射光谱分析法，也可以用化学分析法。 

还有，偏析度R原理上不会低于1，但是由于测定误差等，实际上也有低于1的情况。但是不会低于0.9。 

2.4.板厚 

如果板厚过薄，则在后述的轧制工序中，轧制后的冷却速度的调整困难。另外如果板厚过厚，则难以使屈服强度为551PMa以上，使抗拉强度为620MPa以上，并且使表面硬度以维氏硬度计为285以下。此外制管困难。因此，本发明的高张力钢板的板厚优选为10～50mm。 

3.制造方法 

对于本实施方式的高张力钢材的制造方法进行说明。根据连续铸造法使上述化学组成的钢水成为铸片(连续铸造工序)，轧制制造好的铸片而成为高张力钢板(轧制工序)。再对高张力钢板未声明行制管而成为焊接钢管(制造管工序)。以下对各工序进行详细说明。 

3.1.连续铸造工序 

根据连续铸造法将通过众所周知的方法精炼的钢水制成铸片。这时，对连续铸造中的铸片内的未凝固钢水进行电磁搅拌，并且在最终凝固位置附近压下铸片，由此使偏析度R在1.3以下。 

参照图2，在连续铸造工序中所使用的连续铸造装置50，具有：浸渍喷嘴1、铸模3、支持连续铸造中的铸片的支承辊6、压下辊7、电磁搅拌装置9、夹辊(pinch roll)20。 

将精炼好的钢水经由浸渍喷嘴1注入到铸模3中。因为铸模3被冷却，所以铸模3内的钢水4被铸模3的内壁冷却，在其表面形成凝固坯壳5。 

形成凝固坯壳5后，将表面有凝固坯壳5，内部有未凝固钢水10的铸片8在铸模3的下方以规定的浇注速度，通过夹辊20拉拔。这时，多个支承辊6支持拉拔中的铸片。拉拔中，在B1～B2的区域由于钢水静压导 致铸片膨胀(bulging鼓肚)，但是支承辊6具有防止过度的鼓肚变形的作用。 

电磁搅拌装置9，被设置于由压下辊7压下铸片8的位置的上游至少2m以上的位置。电磁搅拌装置9通过电磁搅拌铸片8内部的未凝固钢水10，而使钢水中的Mn浓度均一，以抵制中心偏析。 

之所以将电磁搅拌装置9配置于压下位置上游的2m以上的位置，是由于从压下辊7到上游低于2m的位置，铸片8内的中心偏析部的凝固已经进行，即使在该位置实施电磁搅拌，仍难以使Mn浓度均一。 

电磁搅拌装置9使未凝固钢水10在铸片8的宽度方向流动。这时，通过控制外加电流等方法，而定期地使未凝固钢水10的流动反转。通过使未凝固的钢水的流动方向为铸片的宽度方向，能够进一步抑制中心偏析。 

还有，不仅可以在铸片的宽度方向上实施电磁搅拌，也可以在厚度方向上以使未凝固的钢水10流动的方式实施电磁搅拌。重要的是至少使铸片在宽度方向的流动发生，以此方式实施电磁搅拌即可。 

还有，上述电磁搅拌装置9可以是利用电磁铁的方式，也可以是利用永久磁铁的方式。 

电磁搅拌后，通过配置于最终凝固位置上游侧的压下辊7，在厚度方向压下铸片8。具体来说，是在作为铸片8的横截面中心部的固相的体积分率的中心固相率比0大而低于0.2的位置，通过压下辊7在厚度方向压下30mm以上。由此，将凝固坯壳5的内壁彼此压合，将铸片8内部的Mn稠化了的未凝固钢水(以下称为稠化钢水)21排出到上游侧。因此能够抑制中心偏析。 

如果铸片8的中心固相率超过0，则会引起中心偏析，稠化钢水21开始聚积到铸片8的中心部。因此，如果在该中心固相率超过0的位置压下，则能够有效地将稠化钢水21排出到上游侧。另外，如果中心固相率为0.2以上，则未凝固钢水的流动阻抗过大，所以即使压下也不能排出稠化钢水21。因此，如果在中心固相率比0大而低于0.2的位置压下铸片8，则能够有效地排除稠化钢水21，从而能够有效地抑制中心偏析。 

此外，压下辊7的压下量越大，就越能够更加完全地压合凝固坯壳5 的内壁彼此。换言之，如果压下量少，则凝固坯壳5的压合不充分，有稠化钢水21残存。如果压下量为30mm以上，则能够有效地排出稠化钢水21，从而能够使中心偏析度R处于1.3以下。 

根据以上说明的连续铸造方法，能够制造偏析度R在1.3以下的铸片。因此，实施以下说明的轧制工序而制造的钢板的偏析度R也在1.3以下。该连续铸造方法对于Mn含量超过1.6％的高张力钢板特别有效。 

还有，在上述的连续铸造工序中，虽然通过压下辊7压下，但是也可以通过锻压等的其他方法进行压下。另外，中心固相率譬如可以通过众所周知的非定常传热计算算出。根据铸造中的铸片的表面温度的测定结果和铆接(打鋲)造成的凝固坯壳的厚度的测定结果等来调整非定常传热的精度。 

3.2.轧制工序 

用加热炉加热由连续铸造工序制造的铸片(slab)，用轧制机轧制加热过的铸片而成为钢板，冷却轧制后的钢板。冷却后，如果根据需要实施回火。基于以下所示的加热条件、轧制条件、冷却条件及回火条件来实施轧制工序，则能够使高张力钢板成为2.1及2.2中说明的组织。以下就各条件进行说明。 

3.2.1.加热条件 

加热炉中的铸片(slab)的加热温度处于900～1200℃。如果加热温度过高，则奥氏体晶粒粗大化，因此不能使晶粒微细化。另一方面，如果加热温度过低，则不能使有助于轧制中的晶粒的微细化及轧制后的析出强化的Nb固溶。通过使加热温度处于900～1200℃，能够抑制奥氏体晶粒的粗大化，并且使Nb固溶。 

 3.2.2.

压轧中的原材温度为奥氏体未再结晶温度区域，奥氏体未再结晶温度区域下的累积压下率(％)为50～90％。这里，所谓奥氏体未再结晶温度区域，是指由轧制等的加工所导入的高密度的位错随着界面的移动而急剧消失的温度区域，具体来说就是975℃～A_r3点的温度区域。 

累积压下率(％)由下式(3)算出。 

[式2] 

为了从奥氏体晶粒内核生成贝氏体而使贝氏体分散，并且抑制生成的贝氏体的成长，就需要高密度的位错。如果奥氏体未再结晶温度区域下的累积压下率为50％以上，则未再结晶状态的奥氏体晶粒的长宽比为3以上，能够得到高密度的位错。因此，能够使贝氏体分散生成，且能够使贝氏体晶粒微细化。但是，若累积压下率超过90％，则钢的机械的性质的各向异性变得显著。因此，累积压下率为50～90％。还有，终轧温度优选在Ar3点以上。 

3.2.3冷却条件 

冷却开始时的钢板温度为A_r3点-50℃以上，冷却速度为10～45℃/秒。如果冷却开始时的钢板温度比A_r3点-50℃低，则粗大的贝氏体生成，钢的强度及韧性降低。因此，冷却开始温度为A_r3点-50℃以上。 

如果冷却速度太慢，则不能充分生成铁素体及贝氏体的混合组织。另外，混合组织中的贝氏体比率降低，渗碳体粒子也粗大化。因此，冷却速度为10℃/秒以上。另一方面，如果冷却速度太快，则钢板的表面层中的MA比率上升，并且表面硬度过高。因此，冷却速度为45℃/秒以下。冷却方法譬如有水冷。 

优选钢板温度为300～500℃时停止上述冷却速度下的冷却，其后放冷。这是由于在放冷时的回火效果的作用下，韧性进一步的高，从而能够抑制氢性缺陷的发生。 

3.2.4回火条件 

冷却后，根据需要在低于A_c1点实施回火。譬如需要调整表面硬度和韧性时实施回火。还有，回火不是必须的处理，因此也可以不实施回火处理。 

3.3制造工序 

利用U型挤压机、O型挤压机等把由上述的轧制工序所制造的高张力 钢板成形而成为开管(open pipe)。接着，通过潜弧焊等众所周知的焊接法，使用众所周知的焊接材料对开管的长度方向的两端面进行焊接，而成为焊接钢管。对于焊接后的焊接钢管实施淬火，根据需要实施回火。 

实施例1 

熔炼表1所示化学组成的钢水。 

[表1] 

※.表示本发明的范围外 

表1中的Pcm栏表示根据式(1)求得的各钢的Pcm。钢1～5其化学组成及Pcm在本发明的范围内。另一方面，钢6～10其化学组成或Pcm的任意一项在本发明的范围外。具体来说，钢6的Mn含量低于本发明的下限值。钢7及钢9尽管其化学组成在本发明的范围内，但是Pcm超过本发明的上限。钢8及钢10虽然其化学组成在本发明的范围内，但是Pcm  低于本发明的下限。 

按表2所示的铸造条件连续铸造表1所示的钢水而成为铸片，按表3所示的轧制条件对制造好的铸片进行轧制，成为板厚20mm的钢板。具体来说，按表4所示的制造条件(钢、铸造条件及轧制条件的组合)制造试验编号1～24的钢板。 

[表2] 

铸造条件编号	中心固相率	未凝固压下量(mm)
			铸造1	0.05	35
铸造2	0.19	31
			铸造3	0.22	35
铸造4	0	35
			铸造5	0.12	24

※.表示本发明范围之外。 

[表3] 

轧制条件编号	加热温度  (℃)	累计压下率  (％)	终轧温度  (℃)	冷却开始温度  (℃)	冷却速度  (℃/秒)	回火温度  (℃)
							轧制1	1120	75	830	800	25.3	-
轧制2	1120	88	820	780	18.2	-
							轧制3	1120	51	820	780	11.8	-
轧制4	1120	75	820	880	19.5	-
							轧制5	1120	75	820	780	44.2	-
轧制6	1120	75	820	780	10.2	-
							轧制7	1120	75	820	780	18.4	650
轧制8	1140	75	800	640	20.4	-
							轧制9	1140	75	850	820	48.1	-
轧制10	1120	75	810	780	8.4	-
							轧制11	1160	93	790	760	24.8	-
轧制12	1140	50	680	640	17.8	-

※_表示本发明范围之外。 

[表4] 

*_表示本发明范围之外。 

在连续铸造工序中，使用了具有图2记载的构成的连续铸造装置。还有，电磁搅拌装置9的设置位置是轧压下位置上游的2m以上。另外，以使未凝固钢水在铸片的宽度方向流动的方式实施电磁搅拌。还有，表2中的“中心固相率”表示辊压下时的铸片的中心固相率，“未凝固压下量”表示辊压下时的压下量(mm)。 

另外，表3中的“加热温度”表示铸片的加热温度(℃)，“积率压下率”表示根据式(3)求得的累积压下率(％)。“终轧温度”表示轧制的终止温度(℃)，“水冷开始温度”及“冷却速度”表示开始冷却时的钢板的温度(℃)及冷却时的冷却速度(℃/秒)。在本实施例中，通过水冷来冷却钢板。还有，表4中的试验编号11，在冷却后以表3所示的回火温度实施了回火。 

对于制造后的钢板，根据2.1.及2.2.叙述的方法，求得其表层部MA的比率、铁素体和贝氏体的混合组织的比率、其混合组织中的贝氏体比率、贝氏体的板条的厚度及长度、和贝氏体内的渗碳体粒子的长径。此外，根据2.3.所述的方法求得偏析度R。表4中显示这些结果。 

此外，对于各钢板，根据以下的方法调查其机械的性质(抗拉强度、韧性、高速延性断裂停止特性、表面硬度)及焊接性。 

抗拉强度通过采用了依据API规格的板状试验片的拉伸试验而求得。另外，韧性及高速延性断裂停止特性，通过2mmV型切口摆锤冲击试验及DWTT(Drop Weight Tear Test)试验求得。在摆锤冲击试验中，由各试验编号的钢板制作JIS Z22024号试验片，依据JIS Z2242来实施试验，测定-20℃下冲击吸收能。 

在DWTT试验中，依据API规格来加工试验片。这时，试验片的厚度为原厚(即厚20mm)，对挤压切口型的切口进行加工。在各试验温度下，通过振子式的垂落对试验片赋予冲击载荷，观察因冲击载荷而断裂的试验片的断面。观察的断面之中，将延性断面成为断面整体的85％以上的试验温度作为转变温度(FATT：Fracture Appearance Transition Temperature)求得。还有，在DWTT试验中，任何试验片者会从切品底发生脆性裂纹。关于表面硬度根据2.2.所述的方法求得。 

关于焊接性，依据JIS Z3158实施y形焊接裂纹试验，根据裂纹的有 无进行评价。还有，在试验中不预热，通过热能17kJ/cm的电弧焊接法实施焊接。 

(调查结果) 

调查结果显示在表4中。表中的TS(MPa)为抗拉强度，vE-20(J)是-20℃下的冲击吸收能，85％FATT(℃)是根据DWTT试验求得的转变温度，硬度(Hv)是各钢板的表面的维氏硬度。另外，表中的“焊接性”栏的“○”标记表示在y形焊接裂纹试验中没有裂纹，“×”标记表示发生了裂纹。 

参照表4，试验编号1～11因其化学组成及制造条件在本发明的范围，所以组织在本发明的范围内。因此，屈服强度均为551MPa以上，抗拉强度均为620MPa以上。另外，任一试验编号的钢板其冲击吸收能(vE-20)均为160J以上，FATT为-20℃下，显示出高韧性和高的高速延性断裂停止特性。另外，任一试验编号的钢板其表面硬度以维氏硬度计均为285以下，暗示着具有高的耐SCC性。此外，未发生焊接裂纹，显示出高焊接性。 

还有，试验编号10及试验编号11的钢板，因为含有Cu、Cr、Mo、V及B，所以其抗拉强度比另外的试验编号为1～9的钢板更高。另外，试验编号11因为含有Ca、Mg及REM，所以其韧性及高速延性断裂停止特性比另外的试验编号为1～10的钢板更优异。具体来说，与试验编号1～10的钢板比较，试验编号11的钢板的冲击吸收能高，且FATT低。 

另一方面，在试验编号12～24中，强度、韧性、高速延性断裂停止特性、表面硬度及焊接性之中至少有1个差。 

试验编号12～24尽管其化学组成及Pcm在本发明的范围内，但是因为铸造条件在本发明的范围外，所以韧性及/或高速延性断裂停止特性低。具体来说，试验编号12，因其连续铸造的未凝固压下时的中心固相率超过了作为本发明的上限值的0.20，所以偏析度R超过1.3。因此，冲击吸收能低于160J，FATT比-20℃高。试验编号13，因其未凝固压下时的中心固相率为0，所以中心偏析率R超过1.3。因此冲击吸收能低于160J，FATT比-20℃高。试验编号14因为未凝固压下时的压下量少，所以中心偏析度R超过1.3，FATT比-20℃高。 

试验编号15～19虽然其化学组成、Pcm及铸造条件在本发明的范围内，但是因为压轧条件在本发明的范围外，所以得不到期望的机械的特性。具体来说，试验编号15因为冷却开始温度比A_r3点-50℃低，所以粗大的贝氏体及渗碳体生成。因此屈服强度低于551MPa。试验编号16因为速度超过45℃/秒，所以MA比率超过10％，铁素体及贝氏体的混合组织的比率也低于90％。另外，表面硬度超过285。因此，冲击吸收能低于160J，FATT比-20℃高。 

试验编号17因为冷却速度低于10℃/秒，所以混合组织中的贝氏体比率低于10％，渗碳体粒子的长径超过0.5μm。因此，屈服强度低于551MPa。 

试验编号18因为累积压下率低于50％，所以混合组织中的贝氏体比率小。因此屈服应力低于551MPa。 

试验编号19因为轧制的终止温度低，水冷开始温度低，所以粗大的贝氏体及渗碳体生成。因此，屈服强度低于551MPa。 

试验编号20因为Mn含量低，所以抗拉强度低于620MPa。试验编号21及23因为Pcm超过0.220％，所以表面硬度超过285Hv，y形焊接裂纹试验中有裂纹发生。试验编号22及24因为Pcm低于0.180％，所以抗拉强度低于620MPa。 

以上，对本发明的实施方式进行了说明，但是上述的实施方式不过是用于实施本发明的例示。因此，不受本发明上述的实施方式限定，在不脱离其宗旨的范围内可以对上述的实施方式加以适当变形来实施。 

产业上的利用的可能性 

本发明的高张力钢板及焊接钢管可以在管线用管和压力容器上利用，特别是在寒冷地用作输送天然气和原油的管线用管。 

Claims (6)

1.一种高张力钢板，其特征在于，含有C：0.02～0.1％、Si：0.6％以下、Mn：1.5～2.5％、Ni：0.1～0.6％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.005～0.03％、sol.Al：0.1％以下、N：0.0029～0.006％、B：0～0.0025％、Cu：0～0.6％、Cr：0～0.8％、Mo：0～0.6％、V：0～0.1％、Ca：0～0.006％、Mg：0～0.006％、稀土类元素：0～0.03％、P：0.015％以下、S：0.003％以下，余量由Fe及杂质构成，式(1)所示的碳当量Pcm为0.180～0.220％，

表面硬度以维氏硬度计为285以下，

表层部的岛状马氏体的比率为10％以下，

比所述表层部深的内部的铁素体及贝氏体的混合组织比率为90％以上，且所述混合组织中的贝氏体的比率为10％以上，

所述贝氏体的板条的厚度为1μm以下，板条的长度为20μm以下，

所述钢板的板厚为10～50mm，

所述钢板通过使用下述铸片进行制造，使得作为中心偏析部的Mn浓度对从表面到板厚1/4深度的部分的Mn浓度的比的偏析度为1.3以下，该铸片如下而得到：在连续铸造法中，在铸片的最终凝固位置上游，在所述铸片的中心固相率比0大而低于0.2的位置，在厚度方向对所述铸片进行30mm以上压下，在所述压下位置的上游2m以上的位置，以使所述铸片内的未凝固钢水沿所述铸片的宽度方向流动的方式实施电磁搅拌而得到，

Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B  (1)

这里，式(1)中元素符号表示各元素的质量％。

2.一种高张力钢板，其特征在于，含有C：0.02～0.1％、Si：0.6％以下、Mn：1.5～2.5％、Ni：0.1～0.6％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.005～0.03％、sol.Al：0.1％以下、N：0.0029～0.006％、B：0～0.0025％、Cu：0～0.6％、Cr：0～0.8％、Mo：0～0.6％、V：0～0.1％、Ca：0～0.006％、Mg：0～0.006％、稀土类元素：0～0.03％、P：0.015％以下、S：0.003％以下，余量由Fe及杂质构成，式(1)所示的碳当量Pcm为0.180～0.220％，

表面硬度以维氏硬度计为285以下，

表层部的岛状马氏体的比率为10％以下，

比所述表层部深的内部的铁素体及贝氏体的混合组织比率为90％以上，且混合组织中的贝氏体的比率为10％以上，

所述贝氏体的板条内的渗碳体析出粒子的长径为0.5μm以下，

所述钢板的板厚为10～50mm，

并且，所述钢板通过使用下述铸片进行制造，使得作为中心偏析部的Mn浓度对从表面到板厚1/4深度的部分的Mn浓度的比的偏析度为1.3以下，该铸片如下而得到：在连续铸造法中，在铸片的最终凝固位置上游，在所述铸片的中心固相率比0大而低于0.2的位置，在厚度方向对所述铸片进行30mm以上压下，在所述位置的上游2m以上的位置，以使所述铸片内的未凝固钢水沿所述铸片的宽度方向流动的方式实施电磁搅拌而得到，

Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B  (1)

这里，式(1)中元素符号表示各元素的质量％。

3.根据权利要求2所述的高张力钢板，其特征在于，所述板条的厚度为1μm以下，所述板条的长度为20μm以下。

4.一种焊接钢管，其特征在于，采用权利要求1～3中任一项所述的高张力钢板制造。

5.一种高张力钢板的制造方法，其特征在于，具有连续铸造工序和轧制工序，所述连续铸造工序是通过连续铸造法使下述钢水形成铸片的工序，该钢水含有C：0.02～0.1％、Si：0.6％以下、Mn：1.5～2.5％、Ni：0.1～0.6％、Nb：0.01～0.1％、Ti：0.005～0.03％、sol.Al：0.1％以下、N：0.0029～0.006％、B：0～0.0025％、Cu：0～0.6％、Cr：0～0.8％、Mo：0～0.6％、V：0～0.1％、Ca：0～0.006％、Mg：0～0.006％、稀土类元素：0～0.03％、P：0.015％以下、S：0.003％以下，余量由Fe及杂质构成，由式(1)所示的碳当量Pcm为0.180～0.220％，

所述轧制工序是轧制所述铸片而成为高张力钢板的工序，

所述连续铸造工序包括：

将所述钢水注入冷却的铸模中，形成在表面有凝固坯壳，在内部有未凝固钢水的铸片的工序；

将所述铸片拉拔到所述铸模下方的工序；

作为所述铸片的最终凝固位置上游，在所述铸片的中心固相率比0大而低于0.2的位置，在厚度方向对铸片进行30mm以上压下的工序；

在所述压下位置的上游2m以上的位置，以使所述未凝固钢水沿铸片的宽度方向流动的方式对于所述铸片实施电磁搅拌的工序，

所述轧制工序包括：

将通过所述连续铸造工序制造的铸片加热到900～1200℃的工序；

以使奥氏体未再结晶温度区域下的累积压下率为50～90％的方式，对所述加热过的铸片进行轧制而成为具有10～50mm板厚的钢板的工序；

从A_r3-50℃以上温度以10～45℃/秒的冷却速度对所述钢板进行冷却工序，

Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B  (1)

这里，式(1)中元素符号表示各元素的质量％。

6.根据权利要求5所述的高张力钢板的制造方法，其特征在于，还具有在低于A_c1点对所述冷却后的钢板进行回火的工序。

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