CN101631887B - 低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了低温韧性优良的、厚度例如为14mm以上的板厚的、API-X65标准以上的高强度的螺旋管用热轧钢板及其制造方法，该钢板以质量％计含有C：0.01～0.1％、Si：0.05～0.5％、Mn：1～2％、P≤0.03％、S≤0.005％、O≤0.003％、Al：0.005～0.05％、N：0.0015～0.006％、Nb：0.005～0.08％、Ti：0.005～0.02％、且N-14/48×Ti＞0％、Nb-93/14×(N-14/48×Ti＞0.005％、Mo：0.01％以上且低于0.1％、Cr：0.01～0.3％、Cu：0.01～0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；造管后的管圆周方向的截面的显微组织单元的延伸率为2以下。

Description

低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及低温韧性优良的以热卷(hot coil)为坯料的螺旋管用高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年，原油、天然气等能量资源的开发地域扩展到了北海、西伯利亚、北美、萨哈林等寒冷地带以及北海、墨西哥湾、黑海、地中海、印度洋等深海之类的自然环境严酷的地域。另外，从重视地球环境的观点考虑，要求增加开发天然气，同时从管线系统的经济性观点考虑，要求减轻钢材重量和作业压力的高压化。对应于这些环境条件变化，管线管所要求的特性越来越高且多样化，大致分为下述要求：(1)厚壁/高强度化、(2)高韧性化、(3)现场焊接(圆周方向焊接)性提高所伴随的低碳当量(Ceq)化、(4)耐腐蚀性的严格化、(5)冻土、地震、断层地带中的高变形性能。另外，根据使用环境，通常综合要求上述特性。
进而，在最近原油、天然气需求增大的背景下，欲正式开发由于至今为止没有合算性而搁置了开发的遥远地带或自然环境严酷的地域。特别是用于远距离输送原油、天然气的管线的管线管，除要求用于提高输送效率的厚壁、高强度化之外，还强烈要求能耐受在寒冷地带中使用的高韧性化，兼顾这些要求特性逐渐成为技术课题。
另一方面，管线管用钢管通过其制造工艺可以分类为无缝钢管、UOE钢管、电阻焊钢管及螺旋钢管，根据其用途、尺寸等来选择，但除去无缝钢管，均具有下述特征：将板状钢板、钢带成型为管状后，通过焊接来进行接缝，形成钢管而被制品化。进而，上述焊接钢管可以根据使用热卷作为坯料或者使用板作为坯料来进行分类，前者是电阻焊钢管及螺旋钢管，后者是UOE钢管。通常在高强度、大直径、厚壁的用途中使用后者的UOE钢管，但从成本、交货期限方面考虑，前者的以热卷为坯料的电阻焊钢管 及螺旋钢管的高强度、大直径、厚壁化要求逐渐增加。
UOE钢管中，公开了相当于X120规格的高强度钢管的制造技术(例如参见“新日铁技报”No.380 2004年第70页)。
但是，上述技术的前提在于以厚板(plate)为坯料，为了同时实现其高强度与厚壁化，使用作为厚板制造工序的特征的途中水冷停止型直接淬火法(IDQ：Interrupted Direct Quench)，通过高冷却速度、低冷却停止温度来实现，所以其特征在于特别是为了保证强度而对淬火强化(组织强化)进行活用。
相对于此，在作为电阻焊钢管及螺旋钢管坯料的热卷中，作为其工序的特征，有卷取工序，受卷取机的设备能力的制约，难以在低温下卷取厚壁材料，因此无法进行淬火强化所需的低温冷却停止。因此，难以用淬火强化来保证强度。
另一方面，作为利用管线管钢管用热卷来同时实现高强度、厚壁化与低温韧性的技术，公开了下述技术：通过在精炼时添加Ca-Si，将夹杂物球状化，除添加Nb、Ti、Mo、Ni的增强元素之外，还添加具有晶粒微细化效果的V，进而，为了将显微组织形成为贝氏体铁素体或针状铁素体来保证强度，使低温轧制与低温卷取组合(例如参见专利第3846729号(日本特表2005-503483号公报))。
但是，上述技术对于用于管线管的螺旋钢管用热卷固有的课题即轧制方向、宽度方向及螺旋钢管造管后的管圆周方向的韧性各向异性都未谈及。
螺旋钢管是通过一边对热卷进行开卷一边卷成螺线状，并且一边对接合部进行弧焊一边进行造管。因此，尽管作为管线管在造管后重要的管圆周方向的材质是重要的，但是管在造管后的圆周方向与热卷的宽度方向不一致。一般作为管线管用坯料在低温下被轧制的热卷材料相对于轧制方向具有材质的各向异性，尤其在与轧制方向成45°的方向上存在抗拉强度下降的倾向。因此，通过提高与该轧制方向成45°方向的强度-韧性平衡，可提高作为螺旋管线管用钢管的性能。
具体而言，为了使该造管后的管圆周方向的抗拉强度在造管后满足API-X65标准以上，只要钢板的该方向的抗拉强度为585MPa以上、且-20℃的DWTT试验中的与造管后的管圆周方向相当的方向的延性断口率为 热卷宽度方向的延性断口率的90％以上，则造管后的-20℃的DWTT试验中的管圆周方向的延性断口率就为70％以上，作为管线管用途的螺旋钢管，强度-韧性平衡满足必要特性。另外上述技术中，对于合金元素必须添加一定量以上的非常高价的合金元素V，由此有可能不仅导致成本增大，也降低现场焊接性。此外，关于制造方法，为了确保强度-韧性平衡，必须使卷取温度低温化，为了使其成为可能，有时需要考虑增强卷取机能力等的特种设备的对策。
发明内容
因此，本发明的目的在于提供即使在要求具有严格的低温韧性的地区也能耐受在该地区的使用、而且厚度例如为14mm以上的板厚的、API-X65标准以上的高强度的螺旋管用热轧钢板及能够廉价且稳定地制造该钢板的方法。
本发明者们为解决上述课题而完成了本发明，其手段如下所述。
(1)一种低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.01～0.1％、Si：0.05～0.5％、Mn：1～2％、P≤0.03％、S≤0.005％、O≤0.003％、Al：0.005～0.05％、N：0.0015～0.006％、Nb：0.005～0.08％、Ti：0.005～0.02％、且N-14/48×Ti＞0％、Nb-93/14×(N-14/48×Ti)＞0.005％、Mo：0.01％以上且低于0.1％、Cr：0.01～0.3％、Cu：0.01～0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；造管后的管的圆周方向的截面的显微组织单元的延伸率为2以下。
(2)根据上述(1)所述的所述的低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板，其特征在于，所述钢板的显微组织为连续冷却相变组织。
(3)根据上述(1)或(2)所述的低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有V：0.01％以上且低于0.04％、Ni：0.01～0.3％、B：0.0002～0.003％、Ca：0.0005～0.005％、REM：0.0005～0.02％中的一种或二种以上。
(4)一种低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在将具有(1)～(3)中任一项记载的成分的钢片加热后，在各压下道次中以10％以上且低于25％的压下率通过热轧进行再结晶温度区域中的轧制，而且在将未再结晶温度区域的总压下率设定为65％以上且80％以下的轧制结束之后，在从冷却开始到卷取为止的温度区域中以5℃/sec以上的冷却速度进行冷却，在500℃以上且600℃以下的温度区域进行卷取。
(5)根据(4)所述的低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧时，将具有(1)～(3)中任一项记载的成分的钢片加热到满足下式的SRT的温度以上且1230℃以下，而且在该温度区域保持20分以上，在通过接着进行的热轧使轧制结束后，在5秒以内开始冷却。
SRT(℃)＝6670/(2.26-log[％Nb][％C])-273
(6)根据(4)或(5)所述的低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述再结晶温度区域的轧制和未再结晶温度区域的轧制的之间进行冷却。
附图说明
图1是表示显微组织单元的延伸率与DWTT试验中的-20℃下的延性断口率比(造管后的管圆周方向/热卷宽度方向)的关系的图示。
具体实施方式
本发明者等为了调查热轧钢板的韧性的各向异性与钢板的显微组织等的关系，进行了如下所示的实验。
将表1中所示的钢成分的铸片熔炼，在以加热温度1180℃、加热保持时间30分钟为目标的加热后，按表2中所示的轧制模式进行再结晶温度区域的轧制，再在以未再结晶区域温度下的总压下率为74％、从冷却开始到卷取为止的温度区域的冷却速度为9℃/sec为目标的条件下制造热轧钢板，准备17mm厚的供试钢板，对它们实施了显微组织观察、抗拉试验、DWTT试验。以下示出了调查方法。
显微组织的调查是对从钢板板宽的1/4W或3/4W位置切取的试样的下述截面进行研磨，该截面是作为与造管后的管圆周方向相当的方向的代表值的与轧制方向成45°方向的截面，然后采用NITAL试剂进行蚀刻，通过采用光学显微镜以200～500倍的倍率观察到的板厚的1/2t处的视野的照片来进行。
在JIS G 0551-2005的钢-晶体粒度的显微镜试验方法中记载的晶粒的形状被定义为通过使用轧制长度方向的试验片，将通过利用线形试验线的切断法求出的轧制方向的晶粒的平均长度除以与轧制方向成直角的晶粒的平均长度而得到值；根据该定义，显微组织单元的延伸率在本发明中定义为：将在45°方向截面中与板厚方向垂直的方向的晶粒的平均长度除以与板厚方向平行的晶粒的平均长度而得到的值，并对其进行了测定。
但是，这里所说的显微组织单元在显微组织为铁素体单相或包含铁素体和硬质第二相的显微组织时，是指铁素体和第二相的晶粒，在如连续冷却相变组织(Zw)那样，通过光学显微镜观察不能明确识别晶界时，是指板条束(packet)。
在前者的显微组织为铁素体单相或包含铁素体和硬质第二相的显微组织的情况下，采用上述NITAL试剂进行蚀刻，直接采用光学显微镜以200～500倍的倍率进行观察。也就是说，显微组织单元在这种情况下是铁素体晶粒及/或第二相。
另一方面，在如后者的连续冷却相变组织(Zw)那样的在采用NITAL试剂进行蚀刻的光学显微镜观察中难以辨别粒径的组织中，显微组织单元是板条束。
板条束是在经过γ→α相变时奥氏体粒子被分割成许多取向不同的组织单元的组织单元。由于在采用NITAL试剂进行蚀刻的光学显微镜观察中难以辨别板条束边界，所以采用EBSP-OIMTM将板条束可视化。
EBSP-OIMTM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-OrientationImage Microscopy，电子背散射衍射图-显微取向成像)法由测定装置及软件构成，该测定装置在扫描式电子显微镜(SEM)内对高度倾斜的试样照射电子射线，用高感度照相机对通过背散射形成的菊池图形进行拍摄，通过进行计算机图像处理，以短的等待时间测定照射点的晶体取向。用EBSP法能够对大块试样表面的微细结构以及晶体取向进行定量解析，分析范围是能够用SEM观察的区域，也依据SEM的分辨能力，但能以最小20nm的分辨能力进行分析。解析需要数小时，通过将想要分析的区域以等间隔网格状绘制成数万点来进行。在多晶材料中，能够看到试样内的晶体取向分 布及晶粒的大小。在本发明中，从以该各板条束的取向差为15°进行绘制而得到的图像，使板条束可视化，求出延伸率。
抗拉试验是从宽度方向及与轧制方向成45°方向切取JIS Z 2201中所述的5号试验片，按照JIS Z 2241的方法来实施。DWTT(Drop Weight Tear Test，落锤撕裂试验)试验是从宽度方向及与轧制方向成45°方向切取300mmL×75mmW×板厚(t)mm的长方形的试验片，对其实施5mm的冲压开槽，制作试样来实施。
图1中按轧制模式示出了该热轧钢板的显微组织单元的延伸率与DWTT试验中的-20℃时的延性断口率的关系。如图1所示，轧制模式与相对于轧制方向成45°方向的截面中的显微组织单元的延伸率具有非常强的相关性，新发现在轧制模式(1)的情况下，相对于轧制方向成45°方向的截面中的显微组织单元的延伸率为2以下，但在轧制模式(2)、(3)的情况下，相对于轧制方向成45°方向的截面中的显微组织单元的延伸率超过2。
再有，在相对于轧制方向成45°方向的截面中的显微组织单元的延伸率为2以下的情况下，可得到宽度方向及与轧制方向成45°方向的DWTT试验中的-20℃时的延性断口率的比(与轧制方向成45°方向的DWTT试验中的-20℃时的延性断口率相对于宽度方向的DWTT试验中的-20℃时的延性断口率的比)为0.9以上的值，在造管成螺旋钢管后的-20℃的DWTT试验中的管圆周方向的延性断口率为70％以上，作为管线管用途的螺旋钢管，强度-韧性平衡满足必要特性。
此外，如果考虑到造管后作为管线管铺设时的压曲，与造管后的管圆周方向相当的热卷的方向的伸长率需要在38％以上。
按照API5L标准，从造管后的圆周方向采取用于韧性评价的DWTT试验片。通常，螺旋钢管与电阻焊钢管不同，造管后的圆周方向与作为坯料的热卷的宽度方向不一致。因此，在对坯料热卷进行韧性评价时，从与造管后的圆周方向一致的方向采取DWTT试验片来进行评价。一般，已知坯料热卷的韧性相比宽度方向在造管后的管圆周方向发生劣化。因此，无论怎么提高坯料热卷的宽度方向的韧性，如果造管后的管圆周方向的韧性的劣化程度大，则作为螺旋钢管用是不优选的。但是，如果可得到热卷宽度 方向的DWTT试验中的-20℃时的延性断口率为85％以上、且相对于该延性断口率的在轧制方向上的造管后的管圆周方向的DWTT试验中的-20℃时的延性断口率的比为0.9以上的值，就可得到作为螺旋管在造管后的-20℃的DWTT试验中的管圆周方向的延性断口率为70％以上的充分的韧性值。
螺旋钢管在造管时的焊接方向可通过对热卷尺寸、制品钢管尺寸及作业效率等进行综合判断来决定，但焊接效率最好的焊接方向是与轧制方向成45°的方向。本发明作为造管后的管圆周方向的代表值采用与轧制方向成45°的方向进行评价。但是，螺旋钢管的造管条件不一定必须是45°，也可以根据需要用与造管后的管圆周方向相当的热卷的方向来进行评价。此外，在评价时，相对于与造管后的管圆周方向相当的热卷的方向，优选尽量按此方向进行评价，但如果以该方向为中心在±5°的范围进行评价，就可认为是在本发明的实施范围内。
关于再结晶温度区域中的轧制模式影响热卷宽度方向与造管后的管的圆周方向的韧性之差的理由不一定清楚，但可以进行如下推测：如果再结晶温度区域中的压下道次小于某压下率，则导入的变形达不到再结晶所需要的变形量，优先地引起晶粒生长，因而比较粗大的晶粒因轧制而伸长，γ→α相变后的显微组织单元的延伸率增大。另一方面，如果再结晶温度区域中的压下道次大于某压下率，则尤其在后段的低温区域中，通过在压下中对位错的导入和回复进行重复而形成位错单元壁，发生向亚晶界、大角晶界变化的动态再结晶，但在如该动态再结晶晶粒主体的显微组织这样的位错密度高的晶粒与不是这样的晶粒混合存在的组织中，在短时间内发生晶粒生长，从而在未再结晶区域轧制前生长成较粗大的晶粒，通过后续的未再结晶区域轧制使得晶粒伸长，γ→α相变后的显微组织单元的延伸率增大。而且这样的延伸率大的显微组织单元使晶体取向的各向异性增大，因此认为热卷宽度方向与造管后的管的圆周方向的韧性出现差值。
接着，对本发明的钢板的化学成分的限定理由进行说明。
C是为得到必要的强度所必需的元素。但是，在低于0.01％的情况下，则不能得到必要的强度，如果添加超过0.1％，则较多地形成成为破坏起点的碳化物，不仅使韧性劣化，而且现场焊接性也严重劣化。因此，将C的 添加量设定为0.01％以上且0.1％以下。
Si对于成为破坏起点的碳化物的析出具有抑制效果，因此添加0.05％以上，但如果添加超过0.5％，则现场焊接性劣化。另外在超过0.15％时，产生虎纹状的氧化皮花纹，有可能损害表面的美观性，因此优选以0.15％作为上限。
Mn是固溶强化元素。为了得到该效果，需添加1％以上。但是，即使Mn添加超过2％，其效果也饱和，因此以2％作为上限。此外，Mn助长连续铸造钢片的中心偏析，使成为破坏起点的硬质相形成，因此优选规定为1.8％以下。
P是杂质，越低越好，如果含有超过0.03％，则在连续铸造钢片的中心部偏析，引起晶界破坏，使低温韧性显著降低，因此规定为0.03％以下。另外，P对造管及现场焊接性带来不利影响，如果考虑到这些，优选为0.015％以下。
S不仅在热轧时引起裂纹，如果过多，则使低温韧性劣化，因此规定为0.005％以下。再有，S在连续铸造钢片的中心附近偏析，轧制后形成延伸的MnS，不仅成为氢诱发裂纹的起点，而且还担心发生分层裂纹等疑似分离。因此，如果考虑到耐酸性，优选为0.001％以下。
O在钢中形成成为破坏起点的氧化物，使脆性破坏及氢诱发裂纹劣化，因此规定为0.003％以下。再有，从现场焊接性的观点出发，优选为0.002％以下。
Al为了进行钢液脱氧需要添加0.005％以上，由于导致成本上升，因此将其上限规定为0.05％。此外，如果添加太多，有可能使非金属夹杂物增大，使低温韧性劣化，因此优选规定为0.03％以下。
Nb在本发明中是最重要的元素之一。Nb具有如下效果：其通过在固溶状态下的牵制效果及/或作为碳氮化析出物的钉扎效果，将轧制中或轧制后的奥氏体的回复、再结晶及晶粒生长抑制，使脆性破坏的龟裂传播中的有效晶体粒径细粒化，使低温韧性提高。
再有，在作为热卷制造工序的特征的卷取工序中，生成微细的碳化物，通过其析出强化有助于强度提高。再有，Nb通过使γ/α相变延迟，使相变温度降低，具有使相变后的显微组织微细化的效果。但是，为得到这些 效果，必须至少添加0.005％以上。优选为0.025％以上。另一方面，即便添加超过0.08％，不仅其效果饱和，而且难以在热轧前的加热工序中使其固溶，形成粗大的碳氮化物，成为破坏起点，有可能使低温韧性及耐酸性劣化。
Ti在本发明中是最重要的元素之一。Ti在通过连续铸造或铸锭铸造得到的铸片刚凝固后的高温下作为氮化物开始析出。含有该Ti氮化物的析出物在高温下是稳定的，即使在后续的板坯再加热中也不完全固溶，发挥钉扎效果，抑制板坯再加热中的奥氏体晶粒的粗大化，使显微组织微细化，从而改善低温韧性。此外，在γ/α相变中抑制铁素体的核的生成，具有促进微细的淬火组织的生成的效果。为得到这种效果，必须至少添加0.005％以上的Ti。另一方面，即便添加超过0.02％的Ti，其效果也饱和。再有，如果Ti添加量达到与N的化学计量学组成以上(N-14/48×Ti≤0％)，则析出的Ti析出物粗大化，得不到上述效果。
N如上述那样形成Ti氮化物，抑制板坯再加热中的奥氏体粒的粗大化，改善低温韧性。但是，如果其含量低于0.0015％，则得不到该效果。另一方面，如果含量超过0.006％，则延性因时效而下降，造管时的成形性下降。再有，如果Nb-93/14×(N-14/48×Ti)≤0.005％，则在作为热卷制造工序的特征的卷取工序中生成的微细的Nb碳化析出物的量减少，强度下降。
Mo具有提高淬火性、提高强度的效果。此外，Mo与Nb共存，具有如下效果：在控制轧制时有力地抑制奥氏体的再结晶，使奥氏体组织微细化，提高低温韧性。但是，如果添加低于0.01％则得不到其效果，即便添加0.1％以上，不仅其效果饱和，还使延性下降，有可能使造管时的成形性降低。
Cr具有提高强度的效果。但是，如果添加低于0.01％则得不到该效果，即便添加超过0.3％，其效果也饱和。此外，如果添加0.2％以上，则有可能使现场焊接性降低，因此优选低于0.2％。
Cu具有提高强度的效果。此外，对于耐蚀性、耐氢诱发裂纹特性的提高也具有效果。但是，如果添加低于0.01％则得不到其效果，即便添加超过0.3％，其效果也饱和。此外，如果添加0.2％以上，则有可能在热轧时产生脆化裂纹，成为表面缺陷的原因，因此优选低于0.2％。
接着，对添加V、Ni的理由进行说明。在基本成分中再添加这些元素的主要目的在于，在不影响本发明钢的优良特征的情况下，谋求可制造的板厚的扩大及母材的强度、韧性等特性的提高。所以，具有可自行控制其添加量的性质。
V在作为热卷制造工序的特征的卷取工序中，生成微细的碳氮化物，通过其析出强化有助于提高强度。但是，如果添加低于0.01％则得不到其效果，即便添加超过0.04％以上，不仅其效果饱和，还有可能使现场焊接性降低。
Ni与Mn或Cr、Mo相比较，在轧制组织(特别是板坯的中心偏析带)中很少形成对低温韧性、耐酸性有害的硬化组织，所以，具有在不使低温韧性及现场焊接性劣化的情况下提高强度的效果。如果添加低于0.01％则得不到其效果，即便添加超过0.3％，其效果也饱和。此外，还具有防止Cu的热脆化的效果，因此作为基准添加Cu量的1/3以上。
B具有提高淬火性，容易得到连续冷却相变组织的效果。而且，B具有提高Mo的淬火性提高效果、且与Nb共存协同地增加淬火性的效果。所以，根据需要添加。但是，如低于0.0002％，为了得到其效果是不充分的，如果添加超过0.003％，则产生板坯裂纹。
Ca及REM是通过使成为破坏起点的、使耐酸性劣化的非金属夹杂物的形态发生变化而进行无害化的元素。但是，如果添加低于0.0005％则没有该效果，如果添加Ca超过0.005％、添加REM超过0.02％，则它们的氧化物大量生成，生成簇、粗大夹杂物，导致焊缝的低温韧性的劣化，并给现场焊接性带来不良影响。
再有，在以这些元素为主成分的钢中也可以合计1％以下含有Zr、Sn、Co、Zn、W、Mg。但是，Sn在热轧时脆化，有可能发生缺陷，因此优选为0.05％以下。
接着，对本发明的钢板的显微组织进行详细地说明。
作为螺旋管用高强度钢板，为了得到与热卷宽度方向相比不逊色的造管后的管圆周方向的低温韧性，如上述那样，相对于轧制方向，造管后的管圆周方向的截面的显微组织单元的延伸率必须为2以下。
此外，为了进一步提高抗拉强度-韧性的平衡，根据需要将该显微组织 形成为连续冷却相变组织(Zw)。本发明的连续冷却相变组织是含有α°B、αB、αq、γr、MA中的一种或二种以上的显微组织，少量的γr、MA的合计量为3％以下。
所谓连续冷却相变组织(Zw)如日本铁钢协会基础研究会贝氏体调查研究部会/编、关于低碳钢的贝氏体组织与相变行为的最新研究-贝氏体调查研究部会最终报告书-(1994年日本铁钢协会)所述，是如下的显微组织，该显微组织被定义为含有根据扩散原理生成的多边形铁素体或珠光体的显微组织与处于根据无扩散剪切原理产生的马氏体的中间阶段的相变组织。即，所谓连续冷却相变组织(Zw)定义为下述显微组织：作为光学显微镜观察组织，如上述参考文献125～127页所述，其显微组织主要由贝氏体铁素体(α°B)、粒状贝氏体铁素体(αB)、准多边形铁素体(αq)构成，并且含有少量残留奥氏体(γr)、马氏体-奥氏体(MA)。所谓αq与多边形铁素体(PF)同样地不会因蚀刻而露出内部结构，但形状为针状，与PF明显不同。
此处，如果以作为对象的晶粒的周围长度为lq、以其当量圆直径为dq，则它们的比(lq/dq)满足lq/dq≥3.5的粒子为αq。
接着，如下所述对本发明的制造方法的限定理由进行详细说明。
本发明中，用转炉进行的热轧工序之前的制造方法没有特别限定。即，从高炉出铁后经熔铁脱磷及熔铁脱硫等熔铁预处理，用转炉进行精炼，或将碎屑等冷铁源用电炉等熔解，在上述工序之后，通过各种2次精炼进行成分调整，以达到目标成分含量，然后，除用通常的连续铸造、钢锭法进行的铸造之外，还可以用薄板坯铸造等方法进行铸造。但是，在附加有耐酸性的技术条件的情况下，为了减少板坯中心偏析，优选在连续铸造阶段中实施未凝固压下等偏析对策。或者，将板坯铸造厚度薄化也是有效的。
在通过连续铸造或薄板坯铸造等得到的板坯的情况下，可以将高温铸片直接输送至热轧机中，也可以冷却至室温后用加热炉再加热，然后进行热轧。但是，进行板坯直送轧制(HCR：HOT Charge Rolling)时，经γ→α→γ相变，破坏铸造组织，为了减小板坯再加热时的奥氏体粒径，优选冷却至小于Ar3相变点温度。更优选小于Ar1相变点温度。
板坯再加热温度(SRT)根据需要设定为用下式SRT(℃)＝6670/(2.26-log[％Nb][％C])-273算出的熔体化温度以上。低于该温度时，不仅板坯制 造时生成的Nb的粗大碳氮化物未充分熔解，在后续的轧制工序中，得不到由Nb带来的对奥氏体回复、再结晶及粒成长的抑制、或由γ/α相变的延迟导致的晶粒的细粒化效果，而且得不到下述效果：在作为热卷制造工序的特征的卷取工序中生成微细的碳化物，利用其析出强化使强度提高。但是，小于1100℃的加热中，氧化皮脱落(scale off)量少，有可能无法通过后续的除氧化皮(descaling)来将板坯表层的夹杂物与氧化皮(scale)一同除去，所以板坯再加热温度优选为1100℃以上。
另一方面，如果超过1230℃，则奥氏体的粒径粗大化，可能无法充分享受由后续控制轧制中的有效晶体粒径的细粒化效果带来的提高低温韧性的效果。更优选为1200℃以下。板坯加热时间在需要使Nb碳氮化物充分熔解的情况下，在达到该温度后保持20分钟以上。
接着进行的热轧工序通常由下述工序构成：由包括反向轧制机的多段的轧制机构成的粗轧工序、和将6～7段轧制机串联排列的精轧工序。通常粗轧工序具有能自由设定道次数和各道次的压下量的优点，但各道次间时间较长，有可能在道次间进行回复、再结晶。
另一方面，精轧工序由于是串联式，所以道次数与轧制机数为相同数量，但是，具有各道次间时间短、容易得到控制轧制效果的特征。因此，为了实现优异的低温韧性，除钢成分之外，必须设计充分利用上述轧制工序的特征的工序。
在粗轧工序中，主要在再结晶温度区域进行轧制，但如果其各压下道次的压下率低于10％，则无法在再结晶中导入必要的充分的变形，产生仅由晶界滑移引起的晶粒生长，粗大晶粒生成，γ→α相变后的造管后的管圆周方向的截面中的显微组织单元的延伸率超过2，有可能加大造管后的管圆周方向的韧性劣化，作为螺旋钢管的低温韧性有可能劣化，因此在再结晶温度区域中，在各压下道次中以10％以上的压下率进行轧制。同样，如果再结晶温度区域的压下道次中的压下率为25％以上，则尤其在后段的低温区域中，通过在压下中对位错的导入和回复进行重复而形成位错单元壁，发生向亚晶界、大角晶界变化的动态再结晶，但在如该动态再结晶晶粒主体的显微组织这样的位错密度高的晶粒与不是这样的晶粒混合存在的组织中，在短时间内发生晶粒生长，从而在未再结晶区域轧制前生长成较粗大 的晶粒，通过后续的未再结晶区域轧制生成晶粒，γ→α相变后的显微组织单元的延伸率超过2，造管后的管圆周方向的韧性劣化有可能加大。所以，规定再结晶温度区域中各压下道次中的压下率低于25％。
此外，在粗轧工序中，例如，在制品厚度超过20mm时，在精轧1号机的咬合间隙因设备制约为55mm以下等情况下，由于只通过精轧工序不能满足本发明的要件即未再结晶温度区域的总压下率为65％以上的条件，所以也可以在粗轧工序的后段，实施未再结晶温变区域的控制轧制。在上述的情况下，也可以根据需要等待到温度下降至未再结晶温度区域，或利用冷却装置进行冷却。
再有，也可以在粗轧与精轧之间接合板料来连续地进行精轧。此时可以暂时将粗板卷成卷状，根据需要将其保存在具有保温功能的罩体内，在再次开卷后进行接合。
在精轧工序中，进行未再结晶温度区域下的轧制，但在粗轧结束时的温度没有达到未再结晶温度区域的情况下，根据需要等待温度降低至未再结晶温度区域，或者根据需要利用粗轧机/精轧机间的冷却装置进行冷却。
如果未再结晶温度区域的总压下率低于65％，则无法充分得到控制轧制的效果，低温韧性劣化，因此将未再结晶温度区域的总压下率设定为65％以上。另一方面，如果超过80％，则有可能通过由轧制引起的过度的晶体旋转而使钢板的塑性各向异性增大，使因DWTT的试验片采取方向而形成的韧性差加大，所以将未再结晶温度区域的总压下率设定为80％以下。
在本发明中，对于精轧结束温度没有特别的限定，但优选在Ar3相变点温度以上结束。尤其在板厚中心部如果低于Ar3相变点温度，则有可能成为α+γ的二相区域轧制，在延性破坏破裂面上发生显著的分离，吸收能量显著下降，因此优选精轧结束温度在板厚中心部在Ar3相变点温度以上结束。此外，关于板表面温度，也优选设定为Ar3相变点温度以上。
对于精轧的各轧机的轧制道次进程即使不特别限定也能得到本发明的效果，但从板形状精度的观点出发，优选最终轧机的轧制率低于10％。
这里，Ar3相变点温度例如通过以下的计算式按照与钢成分的关系来简单地表示。即，
Ar3＝910-310×％C+25×％Si-80×％Mneq
其中，Mneq＝Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0.02)
或Mneq＝Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0.02)+1：添加B的情况。
精轧结束后进行冷却，但到冷却开始为止的时间根据需要规定为5秒以内。如果精轧结束后到冷却开始为止花费超过5秒的时间，则显微组织中大量含有多边形铁素体，强度有可能降低。此外，冷却开始温度没有特别的限定，但如果从低于Ar3相变点温度开始冷却，则显微组织中大量含有多边形铁素体，强度有可能降低，因此优选冷却开始温度为Ar3相变点温度以上。
将从冷却开始到卷取为止的温度区域的冷却速度规定为5℃/sec以上。如果该冷却速度低于5℃/sec，则Nb的碳氮化物的析出在冷却中进行，该析出物相对于相变前的奥氏体晶粒的晶粒生长起作为妨碍特定取向的生长的抑制剂的作用，奥氏体晶粒伸长，受γ→α相变后的此影响，有可能显微组织单元的延伸率增大，造管后的管圆周方向的韧性劣化加大。
冷却后，有效地应用作为热卷制造工序的特征的卷取工序。将冷却停止温度及卷取温度规定为500℃以上且600℃以下的温度区域。如果在600℃以上停止冷却，其后进行卷取，则不仅有可能大量生成对于低温韧性来说不优选的粗大碳化物，而且形成Nb等的粗大的碳氮化物，成为破坏起点，有可能使低温韧性及耐酸性劣化。另一方面，如果以低于500℃的温度结束冷却来进行卷取，则无法得到用于获得目标强度非常有效的Nb等的微细的碳化析出物，无法得到良好的析出强化。因此，将停止冷却来进行卷取的温度区域规定为500℃以上切600℃以下。
实施例
以下，通过实施例对本发明进行更详细地说明。
用转炉熔炼具有表3中所示的化学成分的A～K的钢，在连续铸造后直送或再加热，通过接着粗轧进行的精轧压下到17.2mm的板厚，通过层流(runout table，ROT)进行冷却后卷取。其中，表中的化学组成的表示为质量％。
表4中示出了详细的制造条件。这里，“成分”为表3中示出的各板坯 片的记号，“加热温度”表示板坯加热温度实际情况，“固溶化温度(SRT)”表示按下式算出的温度，
SRT(℃)＝6670/(2.26-1og[％Nb][％C])-273
“保持时间”表示在实际的板坯加热温度下的保持时间，“再结晶区域各道次压下率”表示再结晶温度区域的各轧制道次中的压下率，“道次间冷却”表示以缩短在再结晶温度区域轧制与未再结晶温度区域轧制间产生的温度等待时间为目的的轧制轧机间冷却的有无，“未再结晶区域总压下率”表示在未再结晶温度区域中实施的轧制的总压下率，“FT”表示精轧结束温度，“Ar3相变点温度”表示计算Ar3相变点温度，“到冷却开始为止的时间”表示从精轧结束到开始冷却的时间，“冷却速度”表示通过从冷却开始温度到卷取的温度区域时的平均冷却速度，“CT”表示卷取温度。
表5中示出如此得到的钢板的材质。评价方法与上述方法相同。这里，“显微组织”表示钢板板厚的1/2t处的显微组织，“显微组织单元的延伸率”表示定义为将在板厚中央部的造管后的管圆周方向截面中与板厚方向垂直的方向的晶粒的平均长度除以与板厚方向平行的晶粒的平均长度而得的延伸率，“抗拉试验”的结果表示造管后的管圆周方向JIS5号试验片的结果，“DWTT试验”的结果中的“延性断口率”表示在各试验温度下热卷宽度方向、造管后的管圆周方向的DWTT试验的延性断口率，“延性断口率的比”表示在轧制方向造管后的管圆周方向的DWTT试验中的-20℃时的延性断口率相对于热卷宽度方向的DWTT试验中的-20℃时的延性断口率的比。
按照本发明的钢为钢号1、2、5、6、8、9、15、16的8种钢，其特征在于，含有规定量的钢成分，相对于轧制方向，造管后的管圆周方向的截面中的显微组织单元的延伸率为2以下。作为螺旋造管前的坯料，可以得到下述螺旋管用高强度热轧钢板，该钢板具有满足相当于X65等级(抗拉强度≥580MPa、伸长率≥38％、造管后的管圆周方向的-20℃时的延性断口率≥70％)的规格的抗拉强度，且低温韧性优良。
上述以外的钢因以下的理由为本发明的范围外。
也就是说，钢号3由于再结晶区域各道次压下率在本发明技术方案4的范围外，因而没有得到作为技术方案1所述的目的的显微组织单元的延伸率，没有得到充分的造管后的低温韧性。钢号4由于再结晶区域各道次压下率在本发明技术方案4的范围外，因而没有得到作为技术方案1所述的目的的显微组织单元的延伸率，没有得到充分的造管后的低温韧性。钢号7由于未再结晶温度区域的总压下率在本发明技术方案4的范围外，因而没有得到充分的造管后的低温韧性。钢号10由于冷却速度在本发明技术方案4的范围外，因而没有得到技术方案1所述的显微组织单元的延伸率，没有得到充分的造管后的低温韧性。钢号12由于CT在本发明技术方案4的范围外，因而没有得到造管后的管圆周方向的充分的抗拉强度。钢号13由于未再结晶温度区域的总压下率在本发明技术方案4的范围外，没有得到作为目的的显微组织单元的延伸率，没有得到充分的造管后的低温韧性。钢号14由于CT在本发明技术方案4的范围外，因而没有得到造管后的管圆周方向的充分的抗拉强度。钢号17由于钢成分在本发明技术方案1的范围外，因而没有得到充分的抗拉强度及造管后的低温韧性。钢号18由于钢成分在本发明技术方案1的范围外，因而没有得到充分的造管后的低温韧性。钢号19由于钢成分在本发明技术方案1的范围外，因而没有得到充分的造管后的低温韧性。钢号20由于钢成分在本发明技术方案1的范围外，因而没有得到造管后的管圆周方向的充分的抗拉强度。钢号21由于钢成分在本发明技术方案1的范围外，因而没有得造管后的管圆周方向的充分的延性(伸长率)。钢号22由于钢成分在本发明技术方案1的范围外，因而没有得到充分的抗拉强度及造管后的低温韧性。钢号23由于钢成分在本发明技术方案1的范围外，因而没有得到充分的造管后的低温韧性。
Figure G2008800076450D00171
Figure G2008800076450D00181
Figure G2008800076450D00191
Figure G2008800076450D00211
通过将本发明的热轧钢板用于电阻焊钢管及螺旋钢管用热卷，即使在要求严格的低温韧性的寒冷地区也能够制造厚度例如为14mm以上的厚板的、API-X65标准以上的高强度的管线管，不仅如此，还能利用本发明的制造方法廉价且大量地得到螺旋钢管用热卷，因此可以说本发明是工业价值高的发明。

Claims (6)

1.一种低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.01～0.1％、Si：0.05～0.5％、Mn：1～2％、P≤0.03％、S≤0.005％、O≤0.003％、Al：0.005～0.05％、N：0.0015～0.006％、Nb：0.005～0.08％、Ti：0.005～0.02％、且N-14/48×Ti＞0％、Nb-93/14×(N-14/48×Ti)＞0.005％、Mo：0.01％以上且低于0.1％、Cr：0.01～0.3％、Cu：0.01～0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；造管后的管的圆周方向的截面的显微组织单元的延伸率为2以下。
2.根据权利要求1所述的低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板，其特征在于，所述钢板的显微组织为连续冷却相变组织。
3.根据权利要求1或2所述的低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有V：0.01％以上且低于0.04％、Ni：0.01～0.3％、B：0.0002～0.003％、Ca：0.0005～0.005％、REM：0.0005～0.02％中的一种或二种以上。
4.一种低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在将具有权利要求1～3中任一项记载的成分的钢片加热后，在各压下道次中以10％以上且低于25％的压下率通过热轧进行再结晶温度区域中的轧制，而且在将未再结晶温度区域的总压下率设定为65％以上且80％以下的轧制结束之后，在从冷却开始到卷取为止的温度区域中以5℃/sec以上的冷却速度进行冷却，在500℃以上且600℃以下的温度区域进行卷取。
5.根据权利要求4所述的低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧时，将具有权利要求1～3中任一项记载的成分的钢片加热到满足下式的SRT的温度以上且1230℃以下，而且在该温度区域保持20分以上，在通过接着进行的热轧使轧制结束后，在5秒以内开始冷却，
SRT(℃)＝6670/(2.26-log[％Nb][％C])-273。
6.根据权利要求4或5所述的低温韧性优良的螺旋管用高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述再结晶温度区域的轧制和未再结晶温度区域的轧制之间进行冷却。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2728366C1 (ru) * 2017-08-07 2020-07-29 Наньцзин Айрон Энд Стил Ко., Лтд. Способ производства высококачественной толстолистовой крупнозернистой трубопроводной стали с улучшенной ударной вязкостью при низкой температуре

Families Citing this family (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5391656B2 (ja) * 2008-11-07 2014-01-15 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法
JP5609404B2 (ja) * 2009-08-17 2014-10-22 新日鐵住金株式会社 内面突起つきスパイラル鋼管の製造法
JP5447278B2 (ja) * 2009-08-17 2014-03-19 新日鐵住金株式会社 内面突起つきスパイラル鋼管およびその製造法
WO2011027900A1 (ja) * 2009-09-02 2011-03-10 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
CN102482744B (zh) * 2009-09-09 2014-09-10 新日铁住金株式会社 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
BR112012020436B1 (pt) * 2010-02-15 2019-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Método de produção de chapa de aço.
KR101302298B1 (ko) 2010-06-30 2013-09-03 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5679114B2 (ja) * 2011-02-24 2015-03-04 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5612532B2 (ja) * 2011-04-26 2014-10-22 株式会社神戸製鋼所 低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板およびその製造方法
CN103687975B (zh) * 2011-07-20 2016-01-20 杰富意钢铁株式会社 低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板及其制造方法
MX2013009560A (es) 2011-09-27 2013-09-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Bobina laminada en caliente para tuberia de linea y metodo de fabricaicon de la misma.
JP5949682B2 (ja) * 2012-07-03 2016-07-13 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用鋼板の製造方法
JP5605527B2 (ja) * 2012-09-13 2014-10-15 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
US10047416B2 (en) 2012-09-13 2018-08-14 Jfe Steel Corporation Hot rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CN102925798B (zh) * 2012-10-26 2014-07-02 武汉钢铁(集团)公司 一种铁路货车零部件用屈服强度450MPa级钢及生产方法
CN104264069B (zh) * 2014-09-30 2016-08-17 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种特厚规格x70管线钢及其制造方法
CN104264070B (zh) * 2014-09-30 2016-04-27 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种薄规格x80管线钢及其制造方法
JP6562084B2 (ja) * 2015-11-25 2019-08-21 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
CN105803325B (zh) * 2016-04-28 2017-10-27 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种低裂纹敏感性低屈强比特厚钢板及其制备方法
MX2018015659A (es) * 2016-06-22 2019-03-14 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente para tuberia de conduccion de alta resistencia de gran espesor, tuberia de acero soldada para tuberia de conduccion de alta resistencia de gran espesor, y metodo para producir la tuberia de acero soldada.
JP7460533B2 (ja) * 2018-03-19 2024-04-02 タタ スチール リミテッド 耐水素誘起割れ（ｈｉｃ）性が強化されたｘ－６５グレードのａｐｉ ５ｌ ｐｓｌ－２仕様に適合する鋼組成物及びその鋼の製造方法
CN108660376A (zh) * 2018-05-25 2018-10-16 河钢股份有限公司承德分公司 700Mpa含钒高强结构用热轧卷板及其生产方法
WO2020065372A1 (en) * 2018-09-25 2020-04-02 Arcelormittal High strength hot rolled steel having excellent scale adhesivness and a method of manufacturing the same
CN114645181A (zh) * 2022-03-14 2022-06-21 安阳钢铁集团有限责任公司 一种降低x65管线钢冲击断口分离比例的方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1265709A (zh) * 1997-07-28 2000-09-06 埃克森美孚上游研究公司 超低温韧性优异的可焊接的超高强度钢

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07173536A (ja) 1993-12-16 1995-07-11 Nippon Steel Corp 耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法
JPH10265848A (ja) * 1997-03-27 1998-10-06 Nkk Corp 低温靱性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
WO2003006699A1 (fr) * 2001-07-13 2003-01-23 Nkk Corporation Tube d'acier a resistance elevee, superieure a celle de la norme api x6
KR20030021965A (ko) 2001-09-10 2003-03-15 주식회사 포스코 극저온 충격인성이 우수한 라인파이프용 열연강판 및 그제조방법
JP3869747B2 (ja) * 2002-04-09 2007-01-17 新日本製鐵株式会社 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法
JP3848211B2 (ja) * 2002-05-31 2006-11-22 株式会社神戸製鋼所 低温靭性に優れた厚鋼板およびその製造方法
JP4555694B2 (ja) * 2005-01-18 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法
JP2006299415A (ja) * 2005-03-24 2006-11-02 Jfe Steel Kk 低温靭性に優れた低降伏比電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法
JP5011773B2 (ja) * 2005-03-24 2012-08-29 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比電縫鋼管の製造方法
JP4058097B2 (ja) * 2006-04-13 2008-03-05 新日本製鐵株式会社 アレスト性に優れた高強度厚鋼板
JP5223375B2 (ja) 2007-03-01 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1265709A (zh) * 1997-07-28 2000-09-06 埃克森美孚上游研究公司 超低温韧性优异的可焊接的超高强度钢

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JP特开2005-240051A 2005.09.08
JP特开2006-274338A 2006.10.12
JP特开平7-173536A 1995.07.11

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2728366C1 (ru) * 2017-08-07 2020-07-29 Наньцзин Айрон Энд Стил Ко., Лтд. Способ производства высококачественной толстолистовой крупнозернистой трубопроводной стали с улучшенной ударной вязкостью при низкой температуре

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