CN102549186B - 高强度钢管、高强度钢管用钢板及它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种高强度钢管，是在将钢板冷成形后通过缝焊制造的钢管，其中，(i)所述钢板含有C、Mn、Nb、Ti，焊接裂纹敏感性组成Pcm为0.23以下，金属组织由贝氏体和铁素体构成，且(ii)所述钢板的板厚t与所述钢管的外径D的比t/D为0.030以下，采用圆棒试验片测定的所述钢管的圆周方向的屈服比为0.90以下。

Description

高强度钢管、高强度钢管用钢板及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及特别适合原油或天然气等的输送用干线管的高强度用钢管及其原材料即高强度钢管用钢板、以及它们的制造方法。 
背景技术
近年来，作为原油或天然气的长距离输送方法，管线的重要性越来越高。特别是，为了降低管线的铺设成本、作业成本，要求采用直径更小的钢管，以更高的压力作业。作为实现此要求的手段，希望使用更高强度的干线管。 
以往，如图2A所示，用于测定干线管强度的试验片，从钢管1的表面以试验片2的长度方向与钢管1的圆周方向一致的方式采取。该采取的试验片2为圆弧状，因而可采用通过加压等形成扁平状的扁平试验片测定圆周方向的屈服应力。可是，在将试验片形成扁平状时产生压缩变形，该压缩变形导致试验片的屈服应力降低(鲍辛格效应)，因而不能测定试验片的正确的圆周方向的屈服应力。特别是，在X80以上(屈服应力555MPa以上)时，该影响大。所以，最近，如图2B所示，多以试验片的长度方向与钢管1的圆周方向一致的方式从钢管1的截面采取试验片。该采取的试验片(圆棒试验片)3为圆棒形状，不需要形成扁平状，因此能够测定正确的圆周方向的屈服应力。 
如图3所示，如果测定X80以上的高强度钢管的圆周方向的屈服应力，则圆棒试验片的屈服应力高于扁平试验片的屈服应力。因此，圆棒试验片的屈服比高于扁平试验片的屈服比，有时不满足ISO3183中规定的屈服比。例如，在ISO3183中，将X80的屈服比规定为0.93以下。 
此外，钢管通过原材料即厚钢板的冷成形来制造。因此，一般，钢管的屈服比高于厚钢板的屈服比。对于这样的问题，提出了在制造钢管时通过采用具有贝氏体主体的组织和屈服点伸长的厚钢板，抑制屈服比增大的方法（例如参照专利文献1）。 
现有技术文献 
专利文献 
专利文献1：日本特开2002-363686号公报 
发明内容
发明要解决的问题 
但是，在制造钢管时通过采用具有贝氏体主体的组织和屈服点伸长的厚钢板来抑制屈服比增大的专利文献1所述的方法中，通过冷成形形成的屈服应力增加量与拉伸应力增加量相比较大，因而圆周方向的屈服应力Y和拉伸应力T的比即屈服比Y/T必然增加。因此，即使原材料即厚钢板满足ISO3183中规定的屈服比，有时钢管也不满足该屈服比。特别是，在X80～100级的高强度钢管中，存在为满足ISO3183中规定的屈服比而必须考虑通过冷成形及扩管而引起的屈服比的增加的问题。 
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于，提供特别适合原油或天然气等的输送用干线管的、圆周方向的屈服比Y/T低的X80～100级的高强度钢管、其原材料即钢管用厚钢板以及它们的制造方法。 
此外，本发明的目的是使采用圆棒试验片测定的高强度钢管的屈服比切实降低，特别是提供一种可使冷成形而成的高强度钢管的屈服比（钢管屈服比）与原材料即钢管用厚钢板的屈服比（钢板屈服比）相比降低的高强度钢管的制造方法。 
用于解决课题的手段 
本发明为解决上述问题，达到上述目的，采取了以下的手段。 
(1)一种高强度钢管，是在将钢板冷成形后通过缝焊制造的钢管，其中，(i)所述钢板以质量%计，含有C：0.04～0.10％、Mn：1.20～2.50％、Nb：0.01～0.10％、Ti：0.005～0.03％，将以下元素限制在Si：0.50％以下、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.10％以下、N：0.008％以下，余部由铁及不可避免的杂质构成，在将％C、％Si、％Mn、％Cu、％Ni、％Cr、％Mo及％V分别作为C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V的含量时，通过Pcm＝％C＋%Si/30＋％Mn/20＋％Cu/20＋％Ni/60＋％Cr/20＋％Mo/15＋ ％V/10算出的焊接裂纹敏感性组成Pcm为0.23以下，金属组织由贝氏体和铁素体构成，且(ii)所述钢板的板厚t和所述钢管的外径D的比t/D为0.030以下，采用圆棒试验片测定的所述钢管的圆周方向的屈服比为0.90以下。 
(2)在上述(1)所述的高强度钢管中，以质量％计，所述钢板也可以进一步含有Ni：1.00％以下、Mo：0.50％以下、Cr：1.00％以下、Cu：1.00％以下、V：0.10％以下、Ca：0.01％以下、REM：0.02％以下、Mg：0.006％以下中的1种以上。 
(3)在上述(1)或(2)所述的高强度钢管中，也可以采用所述铁素体的面积率为超过10％且30％以下的组织。 
(4)上述(1)或(2)所述的高强度钢管所用的高强度钢板，屈服点伸长率也可以为0.5％以上。 
(5)在上述(4)所述的高强度钢板的制造方法中，也可以采用以下工序，即在奥氏体区对钢坯进行再加热，在再结晶区进行粗轧，然后，在Ar3点以上900℃以下的未再结晶温度区进行累积压下率为50％以上的精轧，然后进行空冷，从Ar3－50℃～Ar3－5℃的范围内的温度开始，以5～50℃/s的冷却速度进行加速冷却，在400℃以上停止该加速冷却。 
(6)是上述(1)或(2)所述的高强度钢管的制造方法，其中，将所述钢板冷成形成圆筒状，对接缝部进行电弧焊，然后，以0.5％～低于1.5％的扩管率进行扩管，使所述钢板的板厚t和钢管的外径D的比t/D在0.030以下。 
发明效果 
根据本发明，可提供圆周方向的屈服比低的高强度钢管。此外，能够使高强度钢管的屈服比与原材料即厚钢板的屈服比相比降低。因此，不必考虑高强度钢管制造时的冷成形及扩管导致的屈服比增加，对产业上的贡献是非常显著的。 
附图说明
图1是表示冷成形前的钢板的屈服比与通过冷成形及缝焊得到的高强度钢管的屈服比的关系的图示。 
图2A是表示扁平试验片的采取方法的图示。 
图2B是表示圆棒试验片的采取方法的图示。 
图3是表示扁平试验片的屈服应力与圆棒试验片的屈服应力的关系的图示。 
图4A是表示本发明的钢管用厚钢板的SS曲线和钢管的SS曲线的图不。 
图4B是表示以往的钢管用厚钢板的SS曲线和钢管的SS曲线的图示。 
具体实施方式
以下参照附图对本发明的适合的实施方式进行详细说明。在以下说明所用的各附图中，为了使各部材及要素达到可识别的尺寸，对各部材及要素进行了适宜变更。 
本发明者们试制了各种具有X80(屈服应力555MPa以上)～X100(屈服应力690MPa以上)级的强度的厚钢板。从得到的厚钢板中采取将与轧制方向垂直的方向(宽度方向)作为长度方向的板状试验片，进行了拉伸试验。另外，通过对这些厚钢板进行冷成形、缝焊制成了钢管。从得到的钢管中，如图2B所示，采取以圆周方向为长度方向的圆棒试验片，进行了拉伸试验。拉伸试验按照ISO3183进行。通过如此从钢管上切取圆棒试验片，不需要将试验片形成扁平状。因此，能够防止由鲍辛格效应导致的屈服应力降低，能够正确地测定钢管的圆周方向的屈服应力。 
此外，作为满足ISO3183的条件的钢管，从制品的品质管理的观点出发，采用圆棒试验片测定的钢管的圆周方向的屈服比需要在0.90以下。 
首先，对钢管的原材料即厚钢板的应力-变形曲线(SS曲线)、厚钢板的屈服比(钢板屈服比)和钢管的屈服比(钢管屈服比)之间的关系进行了详细调查。 
如图4A所示，得知：在厚钢板具有0.5％以上的屈服点伸长率的情况下，钢管的屈服应力比钢板的屈服应力低。因此，钢管屈服比比钢板屈服比低。具体而言，即使钢板屈服比在0.90以上，钢管屈服比也为0.80～0.90左右。 
另一方面，如图4B所示，在厚钢板的SS曲线没有显示屈服点伸长的加工硬化型(圆型)的情况下，钢管屈服应力必然比钢板屈服应力高。因 此，钢管屈服比比钢板屈服比高。具体而言，即使钢板屈服比低于0.90，钢管屈服比也有时最大达到0.98。 
关于钢管屈服比与厚钢板的SS曲线的关系，可考虑如下。 
钢管的内表面具有由弯曲导致的压缩变形和其后的扩管导致的拉伸变形所形成的变形经历。因此，因压缩变形形成的鲍辛格效应，扩管前的钢管的屈服应力降低。特别是，在厚钢板具有屈服点伸长的情况下，鲍辛格效应导致的屈服应力降低量表现得更显著。其结果是，可推断扩管后的钢管屈服比比钢板屈服比降低。 
另一方面，在厚钢板的SS曲线为圆型的情况下，鲍辛格效应导致的屈服应力降低量小。因此，伴随着起因于成形及扩管的加工硬化的屈服应力的增加量的影响明显出现。其结果是，认为钢管屈服比比钢板屈服比增加。 
可是，即使厚钢板的屈服点伸长率在0.5％以上，如果钢管的母材的壁厚t与钢管的外径D的比t/D大，则起因于钢管外表面的拉伸变形的加工硬化的影响增大。因此，根据钢管的形状，不能达到鲍辛格效应导致的屈服比降低。 
本发明者们进行了详细的研究，结果发现：如果t/D为0.030以下，且钢板的屈服点伸长率为0.5％以上，则因鲍辛格效应使得钢管的屈服比降低。 
图1为试验结果的一个例子，横轴为冷成形前的钢板的屈服比(钢板屈服比)，纵轴为通过冷成形及缝焊得到的钢管的屈服比(钢管屈服比)。图1的虚线表示钢板屈服比与钢管屈服比相等。所以，图1的虚线以下的试验结果表明，与钢管屈服比相比，钢板屈服比降低。 
将钢管的t/D规定为0.020～0.030。厚钢板的屈服点伸长率为0.5％以上的试验结果用图中的“□”表示。 
如图1所示，在原材料即厚钢板的SS曲线为圆型的情况下，钢管屈服比比钢板屈服比高。另一方面，在厚钢板的屈服点伸长率为0.5％以上的情况下，钢管屈服比比钢板屈服比低。另外，尽管钢板的屈服比满足0.90以下，但是由于钢管的屈服比为0.90以上，因而有不满足ISO3183的可能性。 
接着，对具有屈服点伸长的厚钢板的金属组织和用于得到如此的厚钢板的热轧条件进行了详细调查。其结果是，得知：在金属组织为贝氏体单 相组织的情况下、或在热轧后的加速冷却的停止温度为400℃以下的情况下，厚钢板的SS曲线为圆型。 
另一方面，得知：在金属组织由贝氏体和铁素体构成、加速冷却的停止温度为400℃以上的情况下，厚钢板具有屈服点伸长。特别是，在铁素体的面积率为超过10％且30％以下的情况下，由于是在贝氏体中分散有微细的铁素体的组织，能得到高强度且低屈服比的钢管，是优选的。 
以下，对本发明进行详细说明。％表示质量％。 
C对于提高钢强度是非常有效的元素。因此，为了得到作为目标的钢板强度，需要添加0.04％以上的C。此外，为了提高钢板的延展性，特别是为了使均匀伸长增加，C量优选为0.05％以上。另一方面，在C量过多的情况下，因使母材及焊接热影响区(HAZ)的低温韧性和现场焊接性劣化，因而将C量规定为0.10％以下。 
Si是脱氧元素。但是，在Si量过多的情况下，因使HAZ韧性和现场焊接性显著劣化，因而将Si量规定为0.50％以下。关于钢的脱氧，即使采用Al或Ti也能充分地进行，因此也不一定必须添加Si。此外，Si是对于提高强度也有效的元素，因而优选添加0.05％以上。 
Mn是用于将本发明的钢板的母相的显微组织形成贝氏体主体的组织、确保强度和韧性的平衡而不可缺少的元素。因此，将Mn量规定为1.20％以上。可是，在Mn量过多的情况下，难生成分散的铁素体，因而将Mn量规定为2.50％以下。 
Nb是为了在对钢板进行热轧时抑制奥氏体的再结晶、使组织微细化而添加的。此外，Nb还有助于增加淬火性。因此，为了使钢强韧化，需要添加0.01％以上的Nb。另一方面，在Nb量过多的情况下，对HAZ韧性和现场焊接性产生不良影响，因而将Nb量规定为0.10％以下。 
Ti是为在钢板(板坯)的再加热时或焊接时通过形成微细的TiN来抑制奥氏体粒的粗大化而添加的。为了通过使显微组织微细化来提高母材及HAZ的韧性，需要添加0.005％以上的Ti。 
可是，在Ti量过多的情况下，TiN粗大化，或产生由TiC导致的析出硬化。因此，使钢板的低温韧性劣化，所以将Ti量限制在0.03％以下。此外，为了以TiN的形式固定固溶N，优选添加N量的3.4倍以上的Ti量。 
Al是脱氧元素。但是，为了抑制由Al系非金属夹杂物的增加而导致的韧性下降，将Al量规定为0.10％以下。钢的脱氧采用Ti或Si也能充分地进行，因此不一定必须添加Al。此外，如果将Al减低到0.005％以下，则Ti形成氧化物。该氧化物在HAZ中作为晶粒内铁素体生成核而发挥作用，因而使HAZ的组织微细化。因此，优选将Al量规定为0.005％以下。 
N是杂质。为了抑制由氮化物的生成而导致的表面损伤的发生及韧性的劣化，将N量规定为0.008％以下。为了通过形成TiN而使母材及HAZ细粒化，优选将N量规定为0.001％以上。 
P及S是杂质。通过减低P量，可减轻连续铸造板坯中的中心偏析，同时防止晶界断裂，因而钢板韧性提高。通过减低S量，热轧中延伸化的MnS减少，因而延展性及韧性提高。因此，将P量及S量分别规定为0.03％以下及0.01％以下。P量及S量越少越好，但可以根据特性和成本的平衡而适宜决定。 
为了将钢的组织形成由贝氏体和铁素体构成的多相组织，需要使下式(1)的Pcm(焊接裂纹敏感性组成)在0.23以下。 
Pcm＝％C+％Si/30+％Mn/20+％Cu/20+％Ni/60+％Cr/20+％Mo/15+％V/10…………(1) 
这里，％C、％Si、％Mn、％Cu、％Ni、％Cr、％Mo及％V分别为C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo及V的含量(质量％)。在不有意添加以下说明的选择性元素、Cu、Ni、Cr、Mo、及/或V的情况下，与没有添加的元素对应的变量作为0进行计算。 
进而，也可以添加Ni、Mo、Cr、Cu、V、Ca、REM及Mg中的1种以上。这些元素主要是为进一步提高本发明的钢的强度及韧性或扩大可制造的钢材尺寸而添加的。 
Ni是提高强度的元素。但是，在Ni的添加量过多的情况下，不仅使经济性劣化，而且还使HAZ韧性或现场焊接性劣化。因此，将Ni量规定为1.00％以下。此外，Ni的添加对于防止连续铸造时及热轧时的Cu裂纹也是有效的。在此种情况下，优选添加Cu量的1/3以上的Ni。 
Mo是提高钢的淬火性的元素。此外，在与Nb共存的情况下，在控制轧制时抑制奥氏体的再结晶，因此对于组织的微细化也有效果。因此，Mo的添加对于高强度化有效。但是，在Mo的添加量过多的情况下，有HAZ韧性及现场焊接性劣化、不生成分散的铁素体相的可能性。所以，将Mo量规定为0.50％以下。 
Cr及Cu是使母材钢板及HAZ的强度增加的元素。可是，在过量地添加这些元素的情况下，有HAZ韧性或现场焊接性劣化的可能性。因此，将Cr量及Cu量都规定为1.00％以下。 
V具有与Nb大致相同的效果。但是，添加V导致的钢板组织的微细化及强韧化的效果小于Nb。在过量地添加V的情况下，HAZ韧性及现场焊接性劣化。因此，将V量规定为0.10％以下。V量优选为0.08％以下。另一方面，V是抑制焊接部的软化的元素。因此，V量优选为0.03％以上。 
Ca及REM是通过控制硫化物、特别是控制MnS的形态而提高韧性的元素。可是，在Ca量超过0.01％、或REM超过0.02％的情况下，CaO-CaS或REM-CaS成为大型的凝聚块或夹杂物，因而有钢的清净度及现场焊接性恶化的可能性。 
所以，优选将Ca量规定为0.01%以下，将REM量规定为0.02%以下。特别是，在高强度钢管中，优选是将S量及O量分别减低到0.001％及0.002％以下，且下式(2)中示出的ESSP满足0.5以上且10.0以下。 
ESSP＝(Ca)〔1－124（O）〕/1.25S     (2) 
Mg是通过形成分散的微细的氧化物来抑制HAZ的粒径的粗大化、有助于提高韧性的元素。另一方面，在Mg的添加量过量的情况下，有因生成粗大的氧化物而使韧性劣化的可能性。因此，优选将Mg量规定为0.006％以下。 
含有以上的元素、且余部由Fe及不可避免的杂质构成的钢板及钢管，为本发明中所用的钢的优选的基本组成。 
本发明的钢板及钢管的金属组织为分散有微细的铁素体的贝氏体组织。本发明的钢的金属组织优选是贝氏体为面积率最高的相的多相组织。另外，为了提高钢板强度，切实赋予0.5％以上的屈服点伸长率，优选铁素体的面积率为超过10％且30％以下。 
为了得到具有如此的金属组织的钢板，在粗轧后，在未再结晶温度区对钢板进行加工，使晶粒形成向板厚方向扁平、向轧制方向延伸的奥氏体晶粒。接着，以微细地生成铁素体的冷却速度对该钢板进行冷却，然后，通过急冷使剩余的组织低温相变。通过该低温相变而生成的组织一般以贝氏体、贝氏体铁素体等名称来称呼。但是，在本发明中，将这些低温相变的组织统称为贝氏体。 
接着，对本发明的高强度钢管的原材料即厚钢板的制造方法进行说明。 
本发明的高强度钢管用厚钢板可按以下的方法制造。用常规方法熔炼钢，调整成分组成，将钢水通过连续铸造或进行开坯来制造钢坯。对该钢坯进行再加热，通过热轧制造高强度钢管用厚钢板。 
再加热温度需要达到钢的组织成为奥氏体相的温度(奥氏体区)，也就是说，在加热的情况下，需要达到Ac3点以上的温度。 
Ac3点因化学成分或加热速度不同而变化。因此，只要采用从钢坯采取的试样、或具有与该试样大致相同的成分组成的试样，预先测定好Ac3点就可以。关于Ac3点的测定，只要在实验室一边实施模拟热轧的再加热的热处理，一边进行相变膨胀测定就可以。 
此外，为了使添加元素充分固溶，优选将再加热温度规定为1050℃以上。另一方面，如果再加热温度超过1250℃，则有时晶粒粗大化，因此优选将上限规定为1250℃以下。 
首先，在再结晶温度区对被再加热的钢坯进行粗轧。再结晶温度区的下限温度大概为超过900℃，根据成分组成而变化。粗轧的压下率可根据钢坯的板厚和制品的板厚适宜决定。在未再结晶区的轧制之前，为了通过粗轧使晶体粒径尽量微细，优选更加降低轧制温度，加大压下率。 
粗轧后，在900℃以下的未再结晶温度区进行精轧。精轧的累积压下率为50％以上。通过该精轧，晶粒变得扁平且微细，强度及韧性提高。 
累积压下率为将未再结晶区轧制前的钢板的板厚与未再结晶区轧制结束后的钢板的板厚之差除以未再结晶区轧制前的钢板的板厚并用百分率表示的值。这里，将精轧的温度规定为冷却时的奥氏体温度区即Ar3点以上。 
在精轧后，在为了生成铁素体而进行的空冷后进行加速冷却。空冷的停止温度、即加速冷却的开始温度在Ar3-50℃～Ar3-5℃的范围内。在将钢板空冷到低于Ar3-50℃的情况下，因铁素体量增多而不能得到高强度。另一方面，在从高于Ar3-5℃的温度开始进行加速冷却的情况下，没有充 分生成铁素体。 
Ar3点因成分组成或空冷速度而变化。因此，只要采用从钢坯采取的试样或具有与该试样大致相同的成分的试样，预先测定好Ar3点就可以。在Ar3点的测定中，只要在实验室一边实施模拟热轧和空冷的加工热处理，一边进行相变膨胀测定就可以。 
如果空冷后，从Ar3-50℃～Ar3-5℃的温度开始，进行以钢板的板厚中心部计的平均冷却速度为5～50℃/s左右的加速冷却，则可得到铁素体和贝氏体的二相组织。在冷却速度低于5℃/s的情况下，在钢板的板厚中心部产生颗粒贝氏体，因而强度及韧性下降。另一方面，在冷却速度超过50℃/s的情况下，产生马氏体，因而强度提高，韧性降低。 
需要使钢板的加速冷却时的停止温度为400℃以上。在将加速冷却进行到低于400℃的情况下，不发生钢板的屈服点伸长。推断其原因是，因在400℃以上的温度下残留的奥氏体的一部分相变为马氏体，从而向其周边导入变形。 
当在400℃以上停止加速冷却的情况下，因奥氏体相变成贝氏体或铁素体和渗碳体，因而发生钢板的屈服点伸长。 
冷却钢板时的板厚中心部的冷却速度可以通过将冷却前后的板厚中心部的温度差处以冷却时间来求出。冷却前后的板厚中心部的温度可在用放射温度计等测定了冷却前后的钢板表面的温度后，通过热传导计算来求出。 
此外，如果预先通过使板厚、冷却条件例如水冷条件变化，用热电偶测定钢板的板厚中心部的温度的时间变化，则可根据冷却条件来控制冷却速度。 
为了求出放射温度计的校正值及热传导计算的参数，优选按模拟实际的作业的各种条件进行冷却，预先用热电偶测定钢板的表面及板厚中心部的温度的时间变化。 
将用以上方法制造的钢板冷成形成管状，通过缝焊对接部，形成钢管。作为成形方法，一般能够采用在钢管制造中使用的UOE法。此外，接合方法为电弧焊接。为了使钢管屈服比与钢板屈服比相比降低，需要将母材钢板的板厚t与钢管的外径D的比t/D规定为0.030以下。 
此外，为了提高钢管的正圆度，优选对钢管进行扩管。可是，在通过 扩管向钢管导入加工变形的情况下，屈服比上升。所以，将扩管率规定为0.5～低于1.5％。 
实施例 
在将具有表1所示的化学成分的钢熔炼后进行铸造。在表2所示的条件下将得到的钢坯热轧，然后进行冷却，如此制造钢板。无论在哪种制造条件下，都在Ar3以上的温度下进行钢板的精轧，从精轧结束开始到加速冷却的开始，对钢板进行空冷。从得到的钢板中采取将与轧制方向垂直的方向(宽度方向)作为长度方向的总厚度的矩形截面的试验片，进行拉伸试验。此外，用光学显微镜观察金属组织，从金属组织测定铁素体的面积率。 
表1中所示的Ar3是通过以1℃/s的冷却速度进行相变膨胀测定而得到的铁素体相变的开始温度。相变膨胀测定的试样是通过从钢坯中采取圆柱状的试验片，在实验室将该试验片加热至1100℃后，在810℃进行30％压缩加工而制作的。 
另外，利用UOE工艺对钢板进行冷成形，通过对接缝部进行电弧焊，制造t/D低于0.03的钢管。另外，如表2所示对该钢管进行扩管，使扩管率达到0.8～1.2。从得到的钢管中采取将圆周方向作为长度方向的圆棒试验片，进行拉伸试验。因此，不对试验片进行利用加压的扁平化。结果见表3。 
制造No.1～9是将钢板的化学成分及钢管的制造条件规定为本发明的范围内的实施例。在实施例中，金属组织由铁素体和贝氏体构成，钢管的屈服比与钢板的屈服比相比较低。因此，圆周方向的钢管屈服比满足0.90以下。另外，如制造No.3所示，即使在钢板没有满足0.90以下时，由于钢管屈服比满足0.90以下，因此相对于钢板屈服比的柔软性高。 
另一方面，在制造No.10、11及13的比较例中，加速冷却的开始温度高，铁素体没有生成。此外，在制造No.12的比较例中，因加速冷却的停止温度低，马氏体生成，因而没有发生钢板的屈服点伸长。因此，钢板的SS曲线为圆型，圆周方向的钢管屈服比不满足0.90。此外，制造No.13因C量少而使钢管的抗拉强度也低。另外，在采用以往的屈服强度的测定方法的扁平试验片的情况下，因鲍辛格效应而使钢管屈服比降低，因此钢管屈服比满足0.90。所以，在以扁平的试验片为前提的现有技术中，不能设想使钢管的屈服比与原材料即厚钢板的屈服比相比降低的目的。另外，在现有技术中，有不能正确地求出钢管屈服比的可能性。 
产业上的利用可能性 
根据本发明，能够提供圆周方向的屈服比低的高强度钢管、及可使钢管的屈服比与原材料即厚钢板的屈服比相比降低的高强度钢管的制造方法。 
符号说明 
1-钢管 
2-试验片 
3-试验片(圆棒试验片) 

Claims (6)

1.一种高强度钢管，其特征在于，是在将钢板冷成形后通过缝焊而制造的钢管，
所述钢板以质量％计含有：
C：0.04～0.10％、
Mn：1.20～2.50％、
Nb：0.01～0.10％、
Ti：0.005～0.03％，
将以下元素限制在：
Si：0.50％以下、
P：0.03％以下、
S：0.01％以下、
Al：0.10％以下、
N：0.008％以下，
余部由铁及不可避免的杂质构成，
在将％C、％Si、％Mn、％Cu、％Ni、％Cr、％Mo及％V分别作为C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V的含量时，通过下式算出的焊接裂纹敏感性组成Pcm为0.20以下，
Pcm＝％C＋％Si/30＋％Mn/20＋％Cu/20＋％Ni/60＋％Cr/20＋％Mo/15＋％V/10
金属组织由贝氏体和铁素体构成；且
所述钢板的板厚t与所述钢管的外径D的比t/D为0.030以下，采用圆棒试验片测定的所述钢管的圆周方向的屈服比为0.90以下。
2.根据权利要求1所述的高强度钢管，其特征在于：以质量％计，所述钢板进一步含有以下元素中的1种以上，
Ni：1.00％以下、
Mo：0.50％以下、
Cr：1.00％以下、
Cu：1.00％以下、
V：0.10％以下、
Ca：0.01％以下、
REM：0.02％以下、
Mg：0.006％以下。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢管，其特征在于：
所述铁素体的面积率超过10％且为30％以下。
4.一种高强度钢管用钢板，其特征在于：
所述钢板用于制造权利要求1或2所述的钢管；
屈服点伸长率为0.5％以上。
5.一种高强度钢管用钢板的制造方法，其特征在于，是权利要求4所述的高强度钢管用钢板的制造方法，
在奥氏体区对钢坯进行再加热，在再结晶区进行粗轧，然后，在Ar3点以上且900℃以下的未再结晶温度区进行累积压下率为50％以上的精轧，然后进行空冷，从Ar3－50℃～Ar3－5℃的范围内的温度开始，以5～50℃/s的冷却速度进行加速冷却，在400℃以上停止该加速冷却。
6.一种高强度钢管的制造方法，其特征在于，是权利要求1或2所述的高强度钢管的制造方法，
将所述钢板冷成形成圆筒状，对接缝部进行电弧焊，然后，以0.5％～低于1.5％的扩管率进行扩管，使所述钢板的板厚t与钢管的外径D的比t/D在0.030以下。
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