CN101548026B - 低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明是提供低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管及其制造方法的发明。将母材钢板成形为管状之后，进行缝焊，且使焊接热影响区的有效晶体粒径为150μm以下，所述母材钢板含有C：0.010～0.050％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.50～2.00％、Al：0.020％以下、Ti：0.003～0.030％、Mo：0.10～1.50％，碳当量Ceq为0.30～0.53，裂纹敏感性指数Pcm为0.10～0.20，满足式3：10C+100Al+5Mo+5Ni＜3.3，包含面积率为20％以下的多边形铁素体和面积率为80％以上的贝氏体，有效晶体粒径为20μm以下。

Description

低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合于原油以及天然气输送用的管线管的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管。

背景技术

现在，作为原油和天然气的长距离输送用的干线管道的材料，美国石油协会(API)标准X70(抗拉强度564MPa以上)以上、进而直到X80(抗拉强度620MPa以上)的管线管用钢管已实用化。近年来，为了原油和天然气的输送的效率化，研讨了管道内压的高压化，与之相伴，要求抗拉强度为600MPa以上的X70以上、进而X80以上的高强度管线管用钢管厚壁化。

对此，曾提出了通过控制轧制以及控制冷却而使金属组织为微细的贝氏体，来制造强度以及韧性良好的厚钢板的方法(例如日本特开2000-256777号公报、日本特开2004-76101号公报和日本特开2004-143509号公报)。这样的以往的X80以上的高强度管线管的壁厚，至多不到25mm，不能够要求得到25mm以上或30mm以上的厚壁的管线管

一般地，在制造厚钢板时，在板厚的中央部，控制轧制的压下容易不充分，另外，也难以确保控制冷却的冷却速度。而且，在制造厚壁的钢管时，将厚钢板利用UO工艺成形为管状后，使端部彼此对接，利用电弧焊进行缝部的焊接。当钢管厚壁化时，该缝焊为大线能量，焊接热影响区(HeatAffected Zone，称为HAZ。)的粒径粗大化，因此低温韧性的降低成为重要的问题。

对于使高强度管线管用钢管的HAZ的低温韧性提高的技术，曾提出了利用晶内相变将HAZ的组织微细化的方法(例如日本特开平8-325635号公报、日本特开2001-355039号公报和日本特开2003-138340号公报)。日本特开平8-325635号公报中提出的方法，是以氧化物为核而生成针状铁素体的方法，日本特开2001-355039号公报以及日本特开2003-138340号公报中提出的方法，是以与氧化物、硫化物的复合夹杂物为核而生成晶内贝氏体的方法。

该晶内贝氏体的利用对提高HAZ的低温韧性极为有效。可是，当由于钢管的厚壁化而使冷却速度降低时，向贝氏体的相变变得不充分，会生成晶内铁素体，强度降低。因此，低温韧性优异的高强度管线管用钢管的厚壁化困难。

发明内容

本发明者们试制了板厚为25mm以上、抗拉强度(TS)为600MPa以上的X70、X80以上的高强度管线管用的厚钢板。其结果知道，起因于钢板的板厚的增加的问题，远比预想的重大。特别是在板厚的中央部，控制轧制的压下以及控制冷却的冷却速度不充分，与钢板的表层部相比，韧性显著降低。此外，调查钢板的板厚中央部的金属组织的结果，得到下述见解：对于高强度管线管用厚钢板而言，使板厚的中央部为微细的贝氏体组织是极困难的。

本发明是解决根据这样的现有技术不能预想的课题的发明，提供特别是即使壁厚为25mm以上进而为30mm以上也可确保优异的HAZ的低温韧性的、低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管及其制造方法。

本发明是减少C以及Al，添加适量的Mo和B来提高淬透性，将作为淬透性的指标的碳当量Ceq以及作为焊接性的指标的裂纹敏感性指数Pcm控制在最佳的范围，使母材钢板以及焊接钢管的HAZ为以贝氏体为主体的微细金属组织，而且利用以Ti的氧化物为核而生成的晶内贝氏体，特别是谋求了HAZ的有效晶体粒径的微细化的、低温韧性良好的高强度厚壁管线管用焊接钢管，其要旨如下。

(1)一种低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管，是对成形为管状的母材钢板进行了缝焊的钢管，其特征在于，上述母材具有以质量％计含有C：0.010～0.050％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.50～2.00％、S：0.0001～0.0050％、Ti：0.003～0.030％、Mo：0.10～1.50％、B：0.0003～0.0030％、O：0.0001～0.0080％，且P、Al分别限制为P：0.050％以下、Al：0.020％以下，其余量由铁以及不可避免的杂质构成的成分组成，由下述式1求得的Ceq为0.30～0.53，由下述式2求得的Pcm为0.10～0.20，满足下述式3，上述母材钢板的金属组织包含面积率为20％以下的多边形铁素体和面积率为80％以上的贝氏体，有效晶体粒径为20μm以下，焊接热影响区的有效晶体粒径为150μm以下，

Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5···式1

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

                                 ···式2

10C+100Al+5Mo+5Ni＜3.3           ···式3

其中，C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、B、Al为各元素的含量[质量％]。

(2)根据上述(1)所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管，其特征在于，上述母材钢板的壁厚为25～40mm。

(3)根据上述(1)或(2)所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管，其特征在于，将上述钢管的周向设为拉伸方向的上述母材钢板的抗拉强度为600～800MPa。

(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管，其特征在于，上述母材钢板还含有以质量％计的Cu：0.05～1.50％、Ni：0.05～5.00％之中的一方或两方。

(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管，其特征在于，上述母材钢板还含有以质量％计的Cr：0.02～1.50％、V：0.010～0.100％、Nb：0.001～0.200％、Zr：0.0001～0.0500％、Ta：0.0001～0.0500％之中的一种或两种以上。

(6)根据上述(1)～(5)的任一项所述的高强度厚壁管线管用焊接钢管，其特征在于，上述母材钢板还含有以质量％计的Mg：0.0001～0.0100％、Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％、Y：0.0001～0.0050％、Hf：0.0001～0.0050％、Re：0.0001～0.0050％、W：0.01～0.50％之中的一种或两种以上。

(7)根据上述(1)～(6)的任一项所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管，其特征在于，焊缝金属以质量％计含有C：0.01～0.10％、Si：0.01～0.40％、Mn：1.0～2.0％、Ni：0.2～3.2％、Cr+Mo+V：0.2～2.5％、A1：0.001～0.100％、Ti：0.003～0.050％、O：0.0001～0.0500％，且P、S分别限制为P：0.020％以下、S：0.010％以下，其余量由铁以及不可避免的杂质构成。

(8)一种低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，在熔炼钢时，添加Si、Mn进行弱脱氧后，添加Ti，铸造调整为上述(1)、(4)～(6)的任一项中所述的成分的钢，将得到的钢锭热轧，将得到的钢板成形为管状，将对接部缝焊。

(9)根据上述(8)所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，将上述钢锭加热至1000℃以上，使900℃以下直到轧制结束的压下比为2.5以上进行热轧，进行将停止温度设为600℃以下的水冷。

(10)根据上述(8)或(9)所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，将上述钢板通过UO工艺成形为管状，将对接部从内外面进行埋弧焊接，然后进行扩管。

(11)根据上述(10)所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，上述埋弧焊接的线能量为4.0～10.0kJ/mm。

(12)根据上述(8)～(11)的任一项所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，对缝焊部进行热处理。

(13)根据上述(12)所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，在300～500℃的范围内进行缝焊部的热处理。

附图说明

图1是再热HAZ的模式图。

图2是表示成分对再热HAZ的韧性的影响的图。

具体实施方式

本发明是以降低C的含量，使金属组织为以贝氏体为主体的低温相变组织，从而提高了韧性的钢材为基础，添加B来提高淬透性，充分利用晶内贝氏体，特别是将HAZ的有效晶体粒径微细化，谋求提高低温韧性的焊接钢管。即，本发明的最大特征是，使Al含量降低，控制氧含量，添加适量的Ti，使作为晶内相变的生成核而极有效地作用的微细夹杂物分散，并利用该微细夹杂物作为晶内相变的生成核，将母材钢板的有效晶体粒径微细化。另外，以下将母材钢板也仅称为钢板，将焊接钢管也仅称为钢管。

HAZ的晶内贝氏体，是使以上述的微细夹杂物为生成核，在高温下通过晶内相变而产生的晶内铁素体在冷却时相变而成的。因此，为了使如本发明那样壁厚度厚的钢管生成晶内贝氏体，即为了即使冷却速度慢也生成晶内贝氏体，使Mo和B的添加量以及淬透性指标Ceq和焊接性指标Pcm为最佳的范围是极有效的。通过生成该晶内贝氏体，不使强度降低，HAZ的低温韧性显著地提高。另外，具有晶内贝氏体也有助于抑制HAZ的软化的可能性。

对于晶内贝氏体的生成机理，可考虑如下。阳离子空穴型的氧化物，可较多地组入Mn离子，另外，氧化物中容易复合析出MnS。因此，在氧化物以及硫化物的周围生成Mn缺乏层。该Mn缺乏层，在将钢加热至金属组织变为奥氏体相的高温而进行冷却的场合，作为相变的核而作用，通常生成花瓣状的晶内铁素体。该晶内铁素体，在冷却速度快的场合、淬透性高的场合，由于过冷度大，因此冷却时相变为贝氏体，成为晶内贝氏体。

阳离子空穴型的氧化物的代表是以Ti为主成分的微细氧化物，使其为核，生成花瓣状的晶内贝氏体。另外，在该以Ti为主成分的微细氧化物中，也有时还复合析出以Mn为主成分的微细硫化物。另外，根据钢的成分组成，有时在氧化物中含有Al、Si、Mn、Cr、Mg、Ca中的一种或两种以上，在硫化物中含有Ca、Cu、Mg中的一种或两种以上。对于这些成为晶内贝氏体的核的夹杂物的尺寸，可通过透射电镜(也称为TEM。)来测定，优选直径为0.01～5μm的范围。

当HAZ中生成较多的晶内贝氏体时，成为破坏的起点的马氏体与奥氏体的混合物(Martensite-Austenite Constituent，称为MA。)微细化，低温韧性大大提高。当将C含量抑制在0.05％以下、使微细夹杂物分散时，生成晶内贝氏体，晶内的组织被细分化，夏比断面单元即有效晶体粒径变得极小。此外，由于晶内贝氏体比晶内铁素体硬，因此通过生成晶内贝氏体，具有可抑制HAZ软化的可能性。

高强度管线管用焊接钢管的壁厚的中央部(壁厚的1/2的部分的附近，称为1/2t部。)的HAZ，如图1模式地所示，沿着再热HAZ的原始奥氏体晶界存在的粗大的MA成为破坏的起点，有时损害韧性。另外，在图1中，1表示再热HAZ，2表示马氏体与奥氏体的混合物，3表示原始奥氏体晶界。所谓再热HAZ，是先行焊接的熔合线附近的焊缝金属以及HAZ，由于后行焊接而被再加热了的部位。通常，HAZ根据焊接时的线能量而多少有所不同，但是为距熔合线10mm以内的部位，例如，在距熔合线1mm或2mm的位置设置了切口的场合，有时在-40℃下的夏比吸收能不到50J。特别是壁厚为25mm以上时，难以提高高强度管线管用焊接钢管的HAZ的韧性。

本发明者们对于由HAZ的有效晶体粒径的微细化以及抑制MA的生成所带来的低温韧性的提高进行了研讨。首先，从包含各种的成分组成的钢材制取试样，设想壁厚为25～40mm的钢管的制造中的对接部的埋弧焊接，实施了模拟再热HAZ的热过程的热处理(称为再热HAZ模拟试验)。这是将钢材加热至1400℃后立即冷却到室温，再加热到750℃，立即冷却到室温，使冷却时的从800℃到500℃的冷却速度为2～15℃/秒的热处理。从再热HAZ模拟试验后的钢材依据JIS Z2242制取V型切口试件，在-40℃下实施了夏比冲击试验。通过再热HAZ模拟试验而评价的韧性的结果示于图2。

图2是表示10C+100Al+5Ni+5Mo与通过模拟试验而得到的再热HAZ在-40℃下的夏比吸收能的关系的图。本发明者们关于对MA的生成造成影响的C、Mo和Ni、以及对晶内相变造成影响的Al，对模拟HAZ韧性的影响进行了研究。而且，基于所得到的结果，一次回归各元素的添加量与效果的关系，得到了与模拟HAZ韧性具有相关性的10C+100Al+5Ni+5Mo这一指标。由图2表明，当将10C+100Al+5Ni+5Mo抑制为不到3.3时，在-40℃下的再热HAZ的夏比吸收能达到50J以上。再者，本发明者们对于将钢板冷成形而制造钢管时的加工硬化的影响也进行了确认。其结果，TS有时上升20～30MPa左右，关于韧性，无论是板厚的中央部，还是表层部影响都小，为测定误差的程度。

将该再热HAZ的低温韧性良好的试样的有效晶体粒径通过EBSP(Electron Back Scattering Pattern)测定的结果知道为150μm以下。另外，调查金属组织和夹杂物的结果表明，生成了以Ti为主成分的微细的氧化物、复合氧化物、复合硫化物，以这些物质为析出核，在HAZ中生成了晶内贝氏体。即，HAZ的有效晶体粒径，由于晶内贝氏体的生成而为150μm以下，低温韧性变得良好。

接着，本发明者们为满足母材钢板的韧性而进行了刻苦研究。这是因为，当壁厚为25mm以上时，不能确保在未再结晶温度区中的压下比，1/2t部的晶体粒径粗大化，产生夏比能量降低的问题。本发明者们研讨的结果发现，若使多边形铁素体的面积率为20％以下、贝氏体的面积率为80％以上，使母材钢板的有效晶体粒径为20μm以下，则母材钢板的强度和韧性提高，特别是可抑制板厚中心部的韧性的降低。具体地讲，从表层附近，即从距钢材的表面约2～12mm的位置制取的试件的在-40℃下的夏比吸收能达到200J以上，可使1/2t部，即从壁厚的大致中央制取的情况下的夏比能量为100J以上。再者，夏比冲击试验依据JIS Z2242制取V型切口试件在-40℃下实施。

本发明的以Ti为主成分的微细的氧化物、复合氧化物、复合硫化物，不仅对HAZ的晶内贝氏体的生成有效，也对母材钢板的有效晶体粒径的微细化有效。特别是以往较困难的在母材钢板的1/2t部的有效晶体粒径的微细化，通过以Ti为主成分的微细的氧化物、复合氧化物、复合硫化物而成为可能。关于其原因可考虑如下。

首先，在可确保在未再结晶温度区中的压下的场合，通常的从晶界开始的相变被促进，因此从氧化物、复合氧化物、复合硫化物进行晶内相变较难。可以认为这是因为，当通过确保压下，晶体粒径变小时，与晶内相变相比，从晶界进行了核生成的贝氏体的生长速度过大的缘故。即可以认为在晶内相变生成之前，从晶界开始的相变已结束。

另一方面，在未再结晶温度区中的压下比不充分的场合，特别是在板厚中心部，晶体粒径粗大化，因此从晶界进行了核生成的贝氏体的生长也变慢。因此可以认为，在晶粒内，通过从以Ti为主体的氧化物、复合氧化物、复合硫化物开始的晶内相变，有效晶体粒径微细化。另外可以认为，微细的氧化物作为钉扎(pinning)粒子发挥作用，抑制晶粒的生长，这也对母材钢板的有效晶体粒径的微细化有效。

因此，在本发明中，炼钢工序中的氧含量的控制极为重要。特别是在调整钢的成分组成时，以含量为上述的范围的方式添加Si、Mn进行弱脱氧后，添加Ti是必要的。添加Ti时的氧浓度优选为0.001～0.003％。由此，可使粒径为0.01～10μm、每1μm²面积的个数为10～1000个/mm²的Ti氧化物分散，具体地说可使Ti₂O₃分散。由此，可促进晶内相变的生成，母材钢板以及焊接钢管的HAZ的有效晶体粒径微细化。

利用这样的炼钢工序调整成分组成，进行铸造，将得到的钢锭热轧时，通过使从900℃直到轧制结束的压下比为2.5以上、优选为3.0以上，可使母材钢板的有效晶体粒径为20μm以下。

有效粒径是采用EBSP，将由具有15°以上的晶体取向差的边界包围的部分的面积换算成圆相当径而得到的值。另外，所谓多边形铁素体，在光学显微镜组织中，作为晶粒内不含有粗大的渗碳体、MA等的粗大的析出物的白块状的组织而观察。在母材钢板的光学显微镜组织中，作为多边形铁素体和贝氏体之外的其余组织，有时含有马氏体、残余奥氏体、MA。

在本发明中，贝氏体被定义为在条或块状铁素体间析出有碳化物的组织、或在条内析出有碳化物的组织。而且，马氏体是在条间或条内没有析出碳化物的组织。残余奥氏体是在高温下生成的奥氏体残留于母材钢板或焊接钢管中的奥氏体。

此外，通过焊接区的热处理，沿HAZ的原始奥氏体晶界生成的粗大的MA分解成微细的渗碳体，因此低温韧性提高。由此，在更低温度下的1/2t部的会合部或会合部+1mm处的韧性提高，例如，当将焊接区加热至300～500℃的温度时，可使在-40℃的低温下的V型切口夏比吸收能为50J以上。因此，在-40℃以下的极低温下使用时，优选对生成了晶内贝氏体的组织进一步进行热处理，形成为晶内贝氏体与渗碳体的混合组织。

以下对本发明的母材钢板的限定理由进行叙述。另外，由于HAZ是焊接时不熔化的热影响区，因此HAZ的成分与母材相同。

C：C是提高钢的强度的元素，但在本发明中，限制C的含量，得到以贝氏体为主体的金属组织，谋求兼备高强度和高韧性。C含量少于0.010％时，强度不充分，当超过0.050％时，韧性降低。因此，在本发明中，最佳的C含量规定为0.010～0.050％的范围。

Si：Si在本发明中是重要的脱氧元素，为了得到效果，需要使钢中含有0.01％以上的Si。另一方面，Si的含量超过0.50％时，HAZ的韧性降低，因此其上限确定为0.50％。

Mn：Mn作为脱氧剂使用，是确保母材钢板的强度以及韧性所必需的，而且，是生成作为晶内相变的生成核较有效的MnS等硫化物的元素，在本发明中极重要。为了得到这些效果，需要含有0.50％的Mn，但Mn的含量超过2.00％时，会损害HAZ的韧性。因此，Mn的含量范围确定为0.50～2.00％。另外，Mn是廉价的元素，因此为了确保淬透性，优选含有1.00％以上的Mn，最佳的下限为1.50％以上。

P：P是杂质，含量超过0.050％时，会使母材钢板的韧性显著降低。因此，P的含量的上限确定为0.050％。为了提高HAZ的韧性，优选P的含量为0.010％以下。

S：S在本发明中是生成作为晶内相变的生成核较有效的MnS等硫化物的重要元素。S的含量小于0.0001％时，硫化物的生成量降低，晶内相变没有显著地发生，因此需要使其为0.0001％以上。另一方面，当在母材钢板中含有大于0.0050％的S时，会生成粗大的硫化物，使韧性降低，因此S含量的上限确定为0.0050％以下。为了提高HAZ的韧性，优选S含量的上限为0.0030％以下。

Al：Al是脱氧剂，但在本发明中，为了使Ti的氧化物微细地分散，因此将Al含量的上限限制在0.020％以下极重要。另外，为了促进晶内相变的生成，优选Al含量为0.010％以下。更优选的上限为0.008％以下。

Ti：Ti在本发明中，使作为晶内相变的生成核而有效地作用的Ti的氧化物微细地分散，因此是极重要的元素。可是，当过剩地含有Ti时，会产生碳氮化物而损害韧性。因此，在本发明中，Ti的含量需为0.003～0.030％。另外，Ti是强力的脱氧剂，因此当添加Ti时的氧含量多时，会生成粗大的氧化物。因此，在炼钢时，需要预先利用Si、Mn进行脱氧，使氧含量降低。当Ti的氧化物粗大化时，晶内相变难以发生，将晶界钉扎的效果也小，因此有时母材钢板以及焊接钢管的HAZ的有效晶体粒径变得粗大。

Mo：Mo是使淬透性提高，形成碳氮化物而对强度提高有效的元素，为了得到其效果，需添加0.10％以上。另一方面，当添加超过1.50％的Mo时，韧性降低，因此将Mo含量的上限确定为1.50％以下。

B：B是在钢中固溶时，使淬透性增加的元素，但过剩地添加时，会产生粗大的BN，特别是使HAZ的韧性降低，因此B含量的上限确定为0.0030％。本发明的焊接钢管，是添加0.0003％以上的提高淬透性的B，将淬透性的指标碳当量Ceq以及焊接性的指标裂纹敏感性指数Pcm控制在最佳的范围，从而确保强度以及焊接性的。另外，添加0.0003％以上的B对抑制从晶界生成铁素体也有效。另外，当通过B的主动添加而产生微细的BN时，伴随着固溶N的降低，HAZ的韧性提高，因此优选B含量大于0.0005％。

O：氧是钢中不可避免地含有的元素，但在本发明中，为了生成含Ti的氧化物，必须限制O含量。铸造时钢中残存的氧含量，即钢板中的O含量需为0.0001～0.0080％。这是因为，O含量小于0.0001％时，氧化物的个数不充分，当超过0.0080％时，粗大的氧化物增多，会损害母材钢板以及焊接钢管的HAZ的韧性。另外，当由于氧含量的增加，以Ti为主体的氧化物变得粗大时，有时母材钢板以及焊接钢管的HAZ的有效晶体粒径变得粗大。

此外，作为提高强度以及韧性的元素，也可以添加Cu、Ni、Cr、V、Nb、Zr、Ta之中的一种或两种以上。另外，这些元素在含量小于优选的下限的场合，不会造成特别的不良影响，因此可看作杂质。

Cu、Ni：Cu以及Ni是不会降低或损害韧性而使强度提高的有效元素，为了得到效果，Cu含量、Ni含量的下限优选为0.05％以上。另一方面，为了抑制钢锭加热时以及焊接时的裂纹的发生，Cu含量的上限优选为1.50％。Ni含量的上限，由于当过剩地含有时会损害焊接性，因此优选为5.00％。另外，Cu和Ni，为了抑制表面缺陷的发生，优选复合地含有。另外，从成本的观点出发，Cu以及Ni的上限优选为1.00％以下。

Cr、V、Nb、Zr、Ta：Cr、V、Nb、Zr、Ta是生成碳化物、氮化物，通过析出强化而使钢的强度提高的元素，可以含有其中的一种或两种以上。为了使强度有效地提高，优选Cr含量的下限为0.02％、V含量的下限为0.010％、Nb含量的下限为0.001％、Zr含量、Ta含量的下限均为0.0001％。另一方面，当过剩地添加Cr时，由于淬透性提高，强度提高，有时损害韧性，因此Cr含量的上限优选为1.50％。另外，当过剩地添加V、Nb、Zr、Ta时，碳化物、氮化物粗大化，有时损害韧性，因此优选V含量的上限为0.100％、Nb含量的上限为0.200％、Zr含量、Ta的上限均为0.0500％。

此外，为了控制夹杂物的形态，谋求提高韧性，也可以添加Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re、W之中的一种或两种以上。另外，这些元素在含量小于优选的下限时，也不会造成特别的不良影响，因此可看作杂质。

Mg：Mg是在氧化物的微细化、硫化物的形态控制上显现效果的元素。特别是微细的Mg的氧化物，作为晶内相变的生成核发挥作用，另外，为了得到作为钉扎粒子抑制粒径的粗大化的效果，优选添加0.0001％以上。另一方面，当添加超过0.0100％的量的Mg时，会生成粗大的氧化物，有时使母材钢板以及焊接钢管的HAZ的韧性降低，因此Mg含量的上限优选为0.0100％。

Ca、REM：Ca以及REM对硫化物形态的控制有用，是生成粒化物，抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成，改善钢材的板厚方向的特性、特别是改善耐层状撕裂性的元素。为了得到该效果，优选Ca含量、REM含量的下限均为0.0001％以上。另一方面，当Ca含量、REM含量的上限超过0.0050％时，氧化物增加，微细的含Ti氧化物减少，有时阻碍晶内相变的生成，因此优选为0.0050％以下。

Y、Hf、Re、W：Y、Hf、W、Re也是呈现与Ca、REM同样的效果的元素，当过剩地添加时，有时阻碍晶内相变的生成。因此，Y含量、Hf含量、Re含量的优选范围分别为0.0001～0.0050％，W含量的优选范围为0.01～0.50％。

此外，在本发明中，为了确保母材钢板以及焊接钢管的HAZ的淬透性，使母材钢板的贝氏体的面积率为80％以上，使HAZ中生成晶内贝氏体，由C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V的含量[质量％]计算的下述式1的碳当量Ceq确定为0.30～0.53。

Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5···式1

另外，为了确保母材钢板以及焊接钢管的HAZ的低温韧性，由C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V、B的含量[质量％]计算的下述式2的裂纹敏感性指数Pcm确定为0.10～0.20。

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

                                                    ···式2

而且，为了确保HAZ的低温韧性，如上述那样，C、Al、Mo、Ni的含量[质量％]需满足下述式3。

10C+100Al+5Mo+5Ni＜3.3                    ···式3

另外，作为选择性地含有的元素的Ni、Cu、Cr、V，在小于上述的优选的下限时为杂质，因此在上述式1～式3中，作为0来计算。

成为焊接钢管的母材钢板的金属组织，如果贝氏体的面积率为80％以上、多边形铁素体的面积率为20％以下，则强度与韧性的平衡变得良好。另外，如果通过生成以Ti为主体的氧化物，使有效晶体粒径在20μm以下，则母材钢板的韧性变得良好。另外，多边形铁素体对母材钢板的有效晶体粒径的微细化也有效，优选其面积率为3％以上。另外，优选母材钢板的壁厚为25mm以上、与钢管的周向对应的方向的抗拉强度为600MPa以上。这是为了在作为管线管使用时，防止由内压引起断裂。另外，在需要提高内压的场合，优选母材钢板的壁厚为30mm以上。另一方面，优选母材钢板的壁厚为40mm以下、与钢管的周向对应的方向的抗拉强度为800MPa以下。这是因为，由于壁厚的增加、抗拉强度的上升，将钢板通过UO工艺成形时的负荷增大的缘故。另外，通常所谓与钢管的周向对应的方向，是母材钢板的板横向。

接着，对制造方法进行说明。

在上述的炼钢工序中炼制钢之后，进行铸造，形成为钢锭。铸造，采用常规方法进行即可，但从生产率的观点出发，优选连铸。钢锭为了热轧而被加热。

热轧的加热温度定为1000℃以上。这是为了在钢的组织变为奥氏体单相的温度即奥氏体区进行热轧，并使母材钢板的晶体粒径微细。上限不进行规定，但为了抑制有效晶体粒径的粗大化，优选再加热温度为1250℃以下。

由于可以从加热炉抽出后立即开始热轧，因此热轧的开始温度没有特别的规定。为了将母材钢板的有效晶体粒径微细化，优选在大于900℃的再结晶区中的压下比为2.0以上。在再结晶区中的压下比，是钢锭的板厚与在900℃下的板厚之比。

接着，如果使900℃以下的未再结晶区中的压下比为2.5以上，则水冷后，母材钢板的有效晶体粒径变为20μm以下。为了使母材钢板的有效晶体粒径更微细，优选在900℃以下的未再结晶区中的压下比为3.0以上。另外，在本发明中，所谓未再结晶区轧制的压下比，是在900℃下的板厚除以轧制结束后的板厚的比。

另外，在未再结晶区以及再结晶区中的压下比的上限不作规定，但考虑到轧制前的钢锭的板厚和轧制后的钢板的板厚，通常为12.0以下。

关于轧制结束温度，优选在母材钢板的组织变为奥氏体单相的温度以上进行热轧。即，轧制结束温度优选为Ar₃以上，但由于轧制时即使生成少量的多边形铁素体也没有关系，因此也可以为Ar₃-50℃以上。

Ac₃以及Ar₃，可根据C、Si、Mn、P、Cr、Mo、W、Ni、Cu、Al、V、Ti的含量[质量％]来计算。

${\mathrm{Ac}}_3=910-{203}^{\sqrt{C}}-15.2\mathrm{Ni}+44.7\mathrm{Si}$

$+104V+31.5\mathrm{Mo}+13.1W-30\mathrm{Mn}$

$-11\mathrm{Cr}-20\mathrm{Cu}+700P+400\mathrm{Al}+400\mathrm{Ti}$

Ar₃＝910-310C-55Ni-80Mo-80Mn-15Cr-20Cu

此外，轧制结束后实施水冷，若使水冷停止温度为600℃以下，则可得到上述的金属组织，母材钢板的韧性变得良好。水冷停止温度的下限不作规定，也可以水冷到室温，但考虑到生产率、氢缺陷，优选为150℃以上。本发明的钢由于具有含B、并提高淬透性的成分组成，因此轧制结束后，即使进行了空冷的场合，也容易生成贝氏体，但是根据成分组成、加热温度，有时产生多边形铁素体，贝氏体的面积率变得不到80％。

在将母材钢板成形为管状后，将对接部进行电弧焊接，制成焊接钢管的场合，关于成形，优选将钢板进行C冲压、U冲压、O冲压的UOE工艺。

电弧焊接，从焊缝金属的韧性和生产率的观点考虑，优选采用埋弧焊接。特别是在制造壁厚为25～40mm的焊接钢管时，优选从内外面埋弧焊接的线能量为4.0～10.0kJ/mm。如果为该范围的线能量，则具有上述的成分组成的本发明的焊接钢管，在HAZ产生晶内贝氏体，HAZ有效晶体粒径变为150μm以下，可得到优异的低温韧性。

特别是从内外面各进行一道(pass)埋弧焊接的场合，若线能量不到4.0kJ/mm，则有时在内面金属与外面金属之间残留在本焊接之前进行的定位焊的焊缝金属。另外，如果使埋弧焊接的线能量为10.0kJ/mm以下，则即使是25～40mm的壁厚的钢管，也能够使HAZ的原始奥氏体粒径为500μm以下，对韧性的提高有效。另外，不需要使从内面焊接时的线能量、和从外面焊接时的线能量为相同的条件，可以具有一些线能量差。

当使从内外面埋弧焊接的线能量为4.0～10.0kJ/mm时，在焊接钢管的壁厚为25～40mm的场合，HAZ的冷却时的从800℃到500℃的冷却速度变为2～15℃/秒。即使在这样的比通常慢的冷却速度下，具有上述的成分组成的本发明的焊接钢管，在HAZ中也产生晶内贝氏体，HAZ的有效晶体粒径为150μm以下，可得到优异的低温韧性。

另外，在焊接中使用的焊丝，考虑到由母材钢板造成的成分的稀释，为了使焊缝金属的成分组成为后述的范围，优选为以下的成分。即，是以质量％计，含有C：0.010～0.120％、Si：0.05～0.50％、Mn：1.0～2.5％、Ni：2.0～8.5％，以Cr+Mo+V：1.0～5.0％的范围含有Cr、Mo、V中的一种或两种以上，还含有Al：0.100％以下、Ti：0.050％以下，其余量由Fe以及不可避免的杂质构成的成分组成。也可以根据需要含有B：0.0001～0.0050％。

此外，对焊缝金属的成分组成进行叙述。

C是对强度提高极有效的元素，优选含有0.010％以上。可是，C含量过多时，容易发生焊接低温裂纹，特别是有时现场焊接区与缝焊相交的所谓的T交叉部的HAZ硬化，损害韧性。因此，优选C含量的上限为0.100％。为了使焊缝金属的韧性提高，更优选上限为0.050％以下。

Si，为了防止作为焊接缺陷的气孔的发生，优选含有0.01％以上。另一方面，过剩地含有时，会使低温韧性显著劣化，因此优选上限为0.50％以下。特别是在进行多次的焊接的场合，有时再热焊缝金属的低温韧性劣化，因此更优选上限为0.40％以下。

Mn是对确保优异的强度与韧性的平衡有效的元素，优选下限为1.0％以上。可是，大量地含有Mn时，会助长偏析，不仅使低温韧性劣化，而且焊接所使用的焊丝的制造也变得困难，因此优选上限为2.0％以下。

P以及S是杂质，为了降低焊缝金属的低温韧性的劣化、降低低温裂纹敏感性，优选它们的上限为0.020％以及0.010％。另外，从低温韧性的观点考虑，P的更优选的上限为0.010％。

Ni是提高淬透性、确保强度，还使低温韧性提高的元素，优选含有0.2％以上。另一方面，Ni的含量过多时，有时产生高温裂纹，因此上限确定为3.2％以下。

Cr、Mo、V均是提高淬透性的元素，为了焊缝金属的高强度，可以含有合计为0.2％以上的、它们之中的一种或两种以上。另一方面，Cr、Mo、V中的一种或两种以上的合计量超过2.5％时，有时低温韧性劣化，因此优选上限为2.5％以下。

Al是在制造焊丝时为使精炼以及凝固良好地进行而添加的元素，为了充分利用微细的Ti系的氧化物来抑制焊缝金属的粒径的粗大化，优选含有0.001％以上的Al。可是，Al是促进MA生成的元素，因此含量的优选上限为0.100％以下。

Ti是产生成为晶内相变的生成核的微细氧化物，有助于焊缝金属的粒径微细化的元素，优选含有0.003％以上。另一方面，大量地含有Ti时，会较多地生成Ti的碳化物，有时使低温韧性劣化，因此优选上限为0.050％以下。

O是杂质，最终残存于焊缝金属中的氧量为0.0001％以上的情况较多。可是，残存的O量大于0.0500％的场合，粗大的氧化物变多，有时焊缝金属的韧性降低，因此优选上限为0.0500％以下。

焊缝金属也可以还含有B。

B是使焊缝金属的淬透性增加的元素，为了提高强度，优选含有0.0001％以上。另一方面，B的含量超过0.0050％时，有时损害韧性，因此优选上限为0.0050％以下。

在焊缝金属中，由于来自母材钢板的稀释，有时含有上述以外的元素、例如，含有选择性地添加到母材中的Cu、Nb、Zr、Ta、Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re、W等，为了使焊丝的精炼以及凝固良好地进行，有时含有根据需要添加的Zr、Nb、Mg等元素。它们是不可避免地含有的杂质。

缝焊后，为了提高钢管的圆度，也可以进行扩管。在通过扩管来提高钢管的圆度的场合，必须使其变形到塑性区，因此优选扩管率为0.7％以上。扩管率，是用百分率表示扩管后的钢管的外周长与扩管前的钢管的外周长之差除以扩管前的钢管的外周长而得到的值的。当扩管率大于2％时，有时母材、焊接区都由于塑性变形而导致韧性降低。因此，扩管率优选为0.7～2.0％。

另外，优选对钢管的焊接区以及HAZ实施热处理，特别是当加热至300～500℃的温度时，沿原始奥氏体晶界生成的粗大MA分解成贝氏体和微细渗碳体，韧性提高。当加热温度不到300℃时，有时粗大MA的分解不充分，韧性的提高效果不充分，因此优选下限为300℃以上。另一方面，当将焊接区加热至大于500℃时，有时产生析出物，焊缝金属的韧性劣化，因此优选上限为500℃以下。当再热HAZ中生成的MA分解成贝氏体和渗碳体时，在SEM观察中，虽然形状与MA同样，但为内部含有微细的白析出物的组织，可与MA区别。

焊接区以及HAZ的热处理，从外面采用燃烧器进行加热即可，也可以进行高频加热。外表面到达热处理温度之后，可以立即冷却，但为了促进MA的分解，优选保持1～600秒钟。可是，考虑到设备的成本、生产率，保持时间优选为300秒以下。

实施例

接着，对本发明的实施例进行叙述。

将添加Ti时的氧浓度调整为0.001～0.003％的范围内，熔炼具有表1的化学成分的钢，制成具有240mm的厚度的钢锭。将这些钢锭加热至表2所示的加热温度，在950℃以上的再结晶温度区进行热轧到35～140mm的厚度。而且，将在从900℃到轧制结束的温度范围的未再结晶区中的压下比设为表2所示的压下比，进行热轧。热轧的结束温度设为Ar₃-50℃以上，在750℃下开始水冷，在各种的温度下停止水冷。

表2

制造No.	加热温度℃	压下比	水冷停止温度℃	热处理温度℃	板厚mm
						1	1050	3.5	300	300	35
2	1020	3.9	400		30
						3	1080	4.5	250	500	32
4	1050	4.1	300		25
						5	1020	3.3	340		28
6	1000	3.5	250		36
						7	1010	3.9	350		35
8	1040	4.5	480		27
						9	1050	4.1	150	400	29
10	1000	3.3	100		26
						11	1000	2.6	450		40
12	1010	3.5	530	460	34
						13	1050	3.7	100		36
14	1060	4.1	150		29
						15	1080	3.3	450		34
16	1060	3.4	360		33
						17	1050	3.5	320	350	31
18	1040	3.4	250		34
						19	1060	3.7	350		35
20	1050	3.9	260		31
						21	1050	3.4	460		40
22	1045	3.5	500		25
						23	1080	1.0	450	300	26
24	1050	3.0	450		32
						25	1040	3.0	500		31
26	1150	2.4	400		32
						27	1060	3.5	700		33

*压下比为900℃以下直到轧制结束的压下比。

*热处理的空栏意指没有热处理。

*表中的下划线意指在本发明范围以外。

由得到的钢板，依据JIS Z 2242，制作将板横向作为纵向，使切口与板厚方向平行地设置的V型切口试件。夏比试件的制取位置为表层部即距表面约2～12mm的位置、和1/2t部即壁厚的大致中央。夏比试验在-40℃下进行，求出吸收能。拉伸特性，采用API标准的试件进行评价。另外，在将板厚为25～40mm的母材钢板成形为焊接钢管时，通过有限单元法的解析，已确认在板厚中央部，通过成形而导入的应变的影响小。另外，实际上，将钢板冷成形，来制造焊接钢管，对于加工硬化的影响进行确认的结果，有时TS上升20～30MPa左右，关于韧性，无论是在板厚的中央部，还是在表层部，影响都小，为测定误差的程度。

通过光学显微镜观察母材钢板的板厚中央部的显微组织，测定多边形铁素体、贝氏体的面积率，确认其余的组织。母材钢板的有效晶体粒径通过EBSP测定。

接着，考虑由母材钢板引起的稀释，采用具有下述成分组成的焊丝，所述成分组成是以质量％计，含有C：0.010～0.120％、Si：0.05～0.50％、Mn：1.0～2.5％、Ni：2.0～8.5％、Al：0.100％以下、Ti：0.050％以下，而且根据需要以Cr+Mo+V：1.0～5.0％的范围含有Cr、Mo、V中的一种或两种以上，含有B：0.0001～0.0050％，其余量由Fe以及不可避免的杂质构成，使焊接线能量为4.0～10.0kJ/mm，从内外面各进行一道埋弧焊接，制作了焊接接头。另外，对一部分的接头在表2所示的温度下实施了热处理。另外，从焊缝金属制取试样，进行了成分分析。焊缝金属的抗拉强度，依据JIS Z 3111来测定。焊缝金属的化学成分以及抗拉强度示于表3。

从焊接接头制取小片，通过EBSP测定HAZ的有效晶体粒径。另外，将以夹杂物为起点的生成为花瓣状的贝氏体定义为晶内贝氏体，测定了面积率。此外，HAZ的夏比吸收能，依据JIS Z 2242，采用V型切口试件在-40℃下测定。V型切口设置于从熔合线向母材侧1mm的位置，测定在-40℃下进行。另外，将与焊缝金属垂直的横向设为试件的纵向，使焊缝金属在平行部的大致中央，制取API标准的试件，进行拉伸试验，进行断裂位置的判定。结果示于表4。关于表4的晶内相变组织，为晶内贝氏体的面积率。

另外，一部分的母材钢板通过UO工艺、埋弧焊接、扩管，制成钢管，调查显微组织以及机械特性，证实了与母材钢板以及接头的HAZ的显微组织以及机械特性同等。

制造No.1～14为本发明例，母材钢板的有效晶体粒径为20μm以下，HAZ的有效晶体粒径为150μm以下。另外，母材钢板以及焊接钢管的HAZ的在-40℃下的夏比吸收能大于50J，低温韧性良好。在这些本发明例中，接头的拉伸试验的断裂位置为母材，HAZ的软化也不成问题。

另一方面，制造No.15～19以及22，母材钢板的成分以及焊缝金属的成分在本发明范围以外，钢No.20、21、24以及25，母材钢板的成分在本发明范围以外，制造No.23、26以及27，母材钢板的制造条件在本发明范围以外，如表4所示，它们都是比较例。其中，制造No.15是C含量少，多边形铁素体的面积率增加，抗拉强度降低的例子。另外，制造No.16以及17分别是C含量以及Mn含量多，强度大，母材以及HAZ的韧性降低的例子。制造No.18以及19分别是作为杂质的P和S的含量多，韧性降低的例子。

此外，制造No.20的Ti含量多，制造No.21的氧含量多，制造No.22的Ti含量少，因此均是HAZ的有效晶体粒径增大，韧性劣化的例子。制造No.24是由于Ceq以及Pcm低，因此强度降低的例子，制造No.25是由于Ceq以及Pcm高，因此母材钢板的强度增高、韧性降低，而且不满足式3所以HAZ的韧性降低，接头拉伸试验的结果在HAZ断裂的例子。

另外，制造No.23以及26，如表2所示，是由于轧制的压下比小，因此母材钢板的有效晶体粒径变大，母材钢板的韧性降低的例子。另外，制造No.27，是由于轧制后的水冷停止温度高，因此强度降低的例子。另外，制造No.16、17和25，由于母材钢板的强度高，因此接头拉伸试验的结果，在HAZ断裂。

产业上的利用可能性

根据本发明，可提供特别是壁厚为25mm以上、进而为30mm以上时也可确保管线管用钢管的母材钢板、特别是母材钢板的壁厚的中央部以及HAZ的低温韧性的、低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管及其制造方法，因此在产业上的贡献显著。

本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。

Claims (11)

1.一种低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管，是对成形为管状的母材钢板进行了缝焊的钢管，其特征在于，所述母材钢板具有以质量％计含有C：0.010～0.050％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.50～2.00％、S：0.0001～0.0050％、Ti：0.003～0.030％、Mo：0.10～1.50％、B：0.0003～0.0030％、O：0.0001～0.0080％，且P、Al分别限制为P：0.050％以下、Al：0.020％以下，进而以质量％计还选择性地含有Cu：0.05～1.50％、Ni：0.05～5.00％之中的一方或两方、及/或Cr：0.02～1.50％、V：0.010～0.100％、Nb：0.001～0.200％、Zr：0.0001～0.0500％、Ta：0.0001～0.0500％之中的一种或两种以上，其余量由铁以及不可避免的杂质构成的成分组成，由下述式1求得的Ceq为0.30～0.53，由下述式2求得的Pcm为0.10～0.20，满足下述式3，所述母材钢板的金属组织包含面积率为20％以下的多边形铁素体和面积率为80％以上的贝氏体，采用EBSP将由具有15°以上的晶体取向差的边界包围的部分的面积换算成圆相当径而得到的有效晶体粒径为20μm以下，焊接热影响区的有效晶体粒径为150μm以下，

Ceq＝C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5···式1，

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

···式2，

10C+100Al+5Mo+5Ni＜3.3···式3，

其中，C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、B、Al为各元素的以质量％计的含量，另外作为选择性地含有的元素的Ni、Cu、Cr、V在不含有或作为杂质含有的情况下在上述式1～式3中作为0来计算。

2.根据权利要求1所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管，其特征在于，所述母材钢板的壁厚为25～40mm。

3.根据权利要求1所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管，其特征在于，将所述钢管的周向设为拉伸方向的所述母材钢板的抗拉强度为600～800MPa。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的高强度厚壁管线管用焊接钢管，其特征在于，所述母材钢板还含有以质量％计的Mg：0.0001～0.0100％、Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％、Hf：0.0001～0.0050％、Re：0.0001～0.0050％、W：0.01～0.50％之中的一种或两种以上。

5.根据权利要求1～3的任一项所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管，其特征在于，焊缝金属以质量％计含有C：0.010～0.100％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.0～2.0％、Ni：0.2～3.2％、Cr+Mo+V：0.2～2.5％、Al：0.001～0.100％、Ti：0.003～0.050％、O：0.0001～0.0500％，且P、S分别限制为P：0.020％以下、S：0.010％以下，其余量由铁以及不可避免的杂质构成。

6.根据权利要求4所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管，其特征在于，焊缝金属以质量％计含有C：0.010～0.100％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.0～2.0％、Ni：0.2～3.2％、Cr+Mo+V：0.2～2.5％、Al：0.001～0.100％、Ti：0.003～0.050％、O：0.0001～0.0500％，且P、S分别限制为P：0.020％以下、S：0.010％以下，其余量由铁以及不可避免的杂质构成。

7.一种低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，在熔炼钢时，添加Si、Mn进行弱脱氧后，添加Ti，铸造调整为权利要求1、4的任一项中所述的成分的钢，将得到的钢锭加热至1000℃以上，使900℃以下直到轧制结束的压下比为2.5以上进行热轧，进行将停止温度设为600℃以下的水冷，将得到的钢板成形为管状，将对接部缝焊。

8.根据权利要求7所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，将所述母材钢板通过UO工艺成形为管状，将对接部从内外面进行埋弧焊接，然后进行扩管。

9.根据权利要求8所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，所述埋弧焊接的线能量为4.0～10.0kJ/mm。

10.根据权利要求7～9的任一项所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，对缝焊部进行热处理。

11.根据权利要求10所述的低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，在300～500℃的范围内进行缝焊部的热处理。