CN102639734A - 高压缩强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管及其制造方法 - Google Patents

高压缩强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN102639734A
CN102639734A CN2010800530008A CN201080053000A CN102639734A CN 102639734 A CN102639734 A CN 102639734A CN 2010800530008 A CN2010800530008 A CN 2010800530008A CN 201080053000 A CN201080053000 A CN 201080053000A CN 102639734 A CN102639734 A CN 102639734A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel pipe
steel plate
compressive strength
steel
pipe
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN2010800530008A
Other languages
English (en)
Inventor
石川信行
谷泽彰彦
末吉仁
堀江正之
清都泰光
鹿内伸夫
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN102639734A publication Critical patent/CN102639734A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/06—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
    • B21C37/08—Making tubes with welded or soldered seams
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/06—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
    • B21C37/30—Finishing tubes, e.g. sizing, burnishing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F17—STORING OR DISTRIBUTING GASES OR LIQUIDS
    • F17D—PIPE-LINE SYSTEMS; PIPE-LINES
    • F17D1/00—Pipe-line systems
    • F17D1/08—Pipe-line systems for liquids or viscous products
    • F17D1/16—Facilitating the conveyance of liquids or effecting the conveyance of viscous products by modification of their viscosity
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints

Abstract

本发明不需要钢管成型中的特殊的成型条件和造管后的热处理，而是通过使钢板的金属组织最优化而提供一种压缩强度高、厚壁、耐酸性管线管用钢管。具体而言是一种高压缩强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管，其中，以质量%计含有C：0.02～0.06%、Si：0.01～0.5%、Mn：0.8～1.6%、P：0.012%以下、S：0.0015%以下、Al：0.01～0.08%、Nb：0.005～0.050%、Ti：0.005～0.025%、Ca：0.0005～0.0035%、N：0.0020～0.0060%，并且C（%）－0.065Nb（%）为0.025以上、CP值为0.95以下、Ceq值为0.28以上、剩余部分由Fe及不可避免的杂质形成，并且，金属组织为贝氏体分率：80%以上、岛状马氏体的分率：2%以下、贝氏体的平均粒径：5μm以下。

Description

高压缩强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于输送原油（crude oil）、天然气（natural gas）等的耐酸性能（sour gas resistance）优异的管线管（linepipe），特别涉及适合用于要求高抗塌陷性能（collapse resistant performance）的厚壁的深海用管线管（line pipe for deep－sea）中的、高压缩强度（highcompressive strength）和耐酸性优异的管线管用焊接钢管及其制造方法。应予说明，本发明的压缩强度（compressive strength）只要没有特别说明，就指压缩屈服强度（compressive yield strength）或0.5%压缩强度（compressive proof strength）。另外，拉伸屈服强度（tensile yieldstrength）只要没有特别说明，就指拉伸屈服强度（tensile yield strength）或0.5%拉伸强度，拉伸强度（tensile strength）如一般的定义指拉伸试验时的最大应力。
背景技术
伴随着近年来的能量需求的增大（increase in demand for energy），原油、天然气管线的开发开始盛行，由于燃气田、油田的远距离化和输送管道的多样化，横渡海洋的管线也被大量开发。作为用于海底管线（offshore pipeline）的管线管，为了防止因水压（water pressure）而导致的塌陷（压溃），使用管厚（wall thickness）比陆上管线（onshorepipeline）厚的管线管，并且要求高的圆度（roundness），且对于管线管的材质而言，为了对抗因外压（external pressure）而在沿管周方向（circumferential direction of pipe）产生的压缩应力（compressionstress），需要高的压缩强度。
海底管线的设计中多数应用DNV标准（Det Norske Veritasstandard）（OS F－101），但在本标准中，作为由外压引起的塌陷压力的决定因素，使用管的管径（pipe diameter）D、管厚t、圆度f0以及材料的拉伸屈服强度（tensile yield strength）fy来求得塌陷压力（collapsepressure）。但是，管的尺寸和拉伸强度即使相同，也因管的制造方法，压缩强度也发生变化，所以还需要根据制造方法对拉伸屈服强度乘以不同的系数（coefficient）（αfab）。该DNV标准系数，在为无缝钢管的情况时可应用1.0，即直接使用拉伸屈服强度，但以UOE工艺（UOEforming process）制造的管的情况下，以0.85作为系数。这是由于在UOE工艺中制造的管的压缩强度比拉伸屈服强度低得多，而主要原因是UOE钢管在造管的最终工序中有扩管工艺（pipe expandingprocess），在管周方向施加拉伸变形后，受到压缩，从而因包辛格效应（Bauschinger effect）压缩强度下降。因此，为了提高抗塌陷性能，需要提高管的压缩强度，而在冷轧成型（cold forming）中经过扩管工序制造的钢管中，成问题的是因包辛格效应而引起的压缩屈服强度的降低。
关于提高UOE钢管的抗塌陷性已进行了大量的研究，专利文献1中公开了利用通电加热（Joule heating）来加热钢管进行扩管后，一定时间以上保持温度的方法。根据该方法，将因扩管而导入的位错（dislocation）去除·分散，所以可得到高屈服点，但为了在扩管后5分以上保持温度，需要继续通电加热，所以生差率（productivity）变差。
另外，作为与专利文献1同样地在扩管后进行加热来恢复因包辛格效应而引起的压缩屈服强度的降低的方法，在专利文献2中提出了以下的方法：通过将钢管外表面加热到比内表面更高的温度，维持因加工固化而上升的内表面侧的压缩屈服强度，提高因包辛格效应而降低的外表面侧的压缩屈服强度。
另外，专利文献3中还提出了以下的方法：在Nb－Ti添加钢的钢板制造工序（steel plate manufacturing process）中从Ar3温度以上至300℃以下为止进行热轧（hot rolling）后的加速冷却（acceleratedcooling），以UOE工艺形成钢管后加热至80~550℃的方法。
然而，专利文献2的方法中的分别管理钢管的外表面（outersurface）和内表面（inner surface）的加热温度和加热时间，在实际制造、特别是在大量生产工序（mass production process）中进行品质管理极其困难，而专利文献3的方法存在以下的问题：由于需要将钢板制造中的加速冷却的停止温度设在300℃以下的较低的温度，所以钢板的应变（distortion）变大，在UOE工序中形成钢管时圆度下降，而且为了从Ar3温度以上开始进行加速冷却，需要以较高的温度进行轧制，韧性（fracture toughness）变差。
另一方面，作为在扩管后不进行加热而是通过钢管的成型方法提高压缩强度的方法，专利文献4公开了将O成型（O shape forming）时的压缩率（compression rate）制成比其后的扩管率（expansion rate）还大的方法。根据专利文献4的方法，由于实质上没有管周方向的拉伸预应变（tensile pre－strain），所以不出现包辛格效应，可得到高的压缩强度。然而，扩管率低时，难以维持钢管的圆度，使钢管的抗塌陷性能变差。
另外，专利文献5中公开了以下的方法：通过将缝焊部和焊接部的轴对称部（距焊接部180°的位置、外表面侧的压缩强度低的位置）作为端点的直径成为钢管的最大径的方式来提高抗塌陷性能的方法。但是，实际的管线的敷设（pipeline construction）中，塌陷成问题的是到达海底的管受到弯曲变形（bending deformation）的部分（垂弯部（sag－bend portion）），而与钢管的缝焊部的位置无关地进行圆周焊接（girthweld）敷设在海底（sea bed），所以即使缝焊部（seam weld）的端点成为长径（major axis），实际上也不发挥任何效果。
并且，专利文献6中提出了以下的钢板：在加速冷却后进行再加热，减少钢板表层部的硬质的第2相的分率，进而减少表层部和板厚中心部的硬度差，在板厚方向形成均匀强度的分布，从而降低因包辛格效应所导致的屈服应力的下降。
另外，专利文献7中公开了一种在加速冷却后的再加热处理中，一边抑制钢板中心部的温度上升，一边加热钢板表层部的，制造板厚为30mm以上的高强度耐酸管线管用钢板的方法。据此，可抑制DWTT性能（Drop Weight Tear Test property）的降低，并且减少钢板表层部的硬质的第2相的分率，所以不仅可得到钢板表层部的硬度减少且材质不均小的钢板，还可期待因硬质的第2相分率的减少而降低包辛格效应。
但是，在专利文献6记载的技术中，需要在加热时加热至钢板的中心部，将导致DWTT性能的降低，所以难以应用于深海用厚壁的管线管中。
另外，包辛格效应将受到结晶粒径、固溶碳量（amount of solidsolution carbon）等各种组织因素（microstructure factor）的影响，所以如专利文献7中记载的技术那样，仅通过减少硬质的第2相而无法得到压缩强度高的钢管，另外，所公开的再加热条件下，由于渗碳体的凝结粗大化和Nb、C等碳化物形成元素的析出以及伴随它们的固溶C的降低，难以得到优异的拉伸强度、压缩强度以及DWTT性能的平衡。
专利文献1：日本特开平9－49025号公报
专利文献2：日本特开2003－342639号公报
专利文献3：日本特开2004－35925号公报
专利文献4：日本特开2002－102931号公报
专利文献5：日本特开2003－340519号公报
专利文献6：日本特开2008－56962号公报
专利文献7：日本特开2009－52137号公报
发明内容
本发明是鉴于上述事实而进行的，目的在于提供一种管线管用焊接钢管，是具有用于厚壁的海底管线时所需要的高强度和优异的韧性的管线管，不需要钢管成型中的特殊的成型条件以及造管后的热处理，而是通过使钢板的金属组织（microstructure）最优化来抑制因包辛格效应而引起的压缩强度的降低，其压缩强度高，厚壁（heavy wall thickness），耐酸性优异。
发明人等首先为了解开利用冷轧成型制造的钢管的压缩强度与钢材的微观组织（microstructure）的关系，使用具有各种组织的钢板，进行模拟造管工序的反复载荷试验（cyclic loading test）。使用以0.04%C－0.3%Si－1.2%Mn－0.28%Ni－0.12%Mo－0.04%Nb为基本成分的钢来制造了微观组织不同的板厚为38mm的钢板。
图1中示出了3种钢板的微观组织（光学显微镜照片（opticalmicroscope photo graph））。钢板1和2为贝氏体（bainite）（“有时称为贝氏体铁素体（bainitic ferrite）”）主体的组织，但钢板3为粒状的铁素体（ferrite）（“有时称为多边形铁素体（polygonal ferrite）”）和贝氏体构成的组织。
图2是钢板1和2的扫描式电子显微镜（scanning electronmicroscope）（SEM）照片。钢板1为贝氏体主体的组织，在贝氏体晶界中虽然能观察到少许的第2相（岛状马氏体（M－A constituent）（以下有时称为“MA”）或渗碳体（cementite）），但钢板2在照片中如箭头所示，观察到了多个岛状马氏体（MA）。使用这些钢板，从与对应于钢管的内表面侧的板厚1/4位置的轧制方向垂直的方向采取圆棒拉伸试件（round bar tensile specimen）。进而，施加模拟钢管内表面的变形的、压缩（0~3%应变）→拉伸（2%应变）变形，在其后进行压缩试验，求得压缩强度。
图3是表示在最初施加的压缩应变和最后的压缩试验中得到的压缩强度（compressive yield stregth）（压缩YS）之间的关系。所有钢板均是最初施加的压缩应变（compression strain）越大，压缩强度变得越高，钢板1显示出最高的压缩强度。即，可以说钢板1的因反复载荷中负载反转时产生的包辛格效应所致的压缩强度的降低较小。认为这是由于钢板1几乎不含多边形铁素体和MA等第2相的贝氏体均匀组织（uniformbainite microstructure），另外贝氏体粒径小，可观察到的少许的渗碳体等第2相生成在贝氏体晶界，所以抑制了在组织内部的局部位错的集聚，抑制了发生包辛格效应的原因的反应力（back stress）的产生。本发明人等进一步为了兼得因抑制包辛格效应而获得的压缩强度的提高、与强度、韧性以及耐酸性能，尝试了各种实验的结果得到了以下的见解。
1）因包辛格效应所致的压缩强度降低的原因是由于在异相界面（interface between different phases）、硬质的第2相处的位错的集聚而产生反应力（back stress）（也称为背应力）而导致的，为了防止其，较为有效的是首先减少成为位错的集聚场所的铁素体－贝氏体界面、岛状马氏体（MA）等硬质的第2相。因此，可通过减少金属组织的软质的铁素体相与硬质的MA的分率，制成以贝氏体作为主体的组织，能够抑制因包辛格效应所致的压缩强度的降低。
2）对于利用加速冷却而制造的高强度钢、特别是用于海底管线中的厚壁的钢板，为了得到所需的强度而大量含有合金元素（alloyelements），所以淬火性（hardenability）高，难以完全抑制MA的生成。但是，使贝氏体组织微细化，使生成的MA微细地分散，进而利用加速冷却后的再加热等将MA分解成渗碳体，从而能够减少因第2相而引起的包辛格效应。
3）通过将钢材的C量和Nb等碳化物形成元素（carbide formationelements）的添加量合理化，充分确保固溶C，促进位错和固溶C的相互作用，从而能够阻碍负载反转时的位错移动，抑制因反应力所致的压缩强度的降低。
4）在厚壁的高强度钢中合金元素的添加量多，所以中心偏析部（center segregation portion）的硬度变高，耐HIC性能（HydrogenInduced Cracking resistance）变差。为了防止其，考虑向中心偏析部的合金元素的稠化举动（behavior of incrassate）的基础上，需要选择添加合金元素以使得中心偏析部的硬度不超过一定程度。
本发明是基于上述见解而进行的。
第一发明涉及一种高压缩强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管，其特征在于，
以质量%计，含有C：0.02~0.06%、Si：0.01~0.5%、Mn：0.8~1.6%、P：0.012%以下、S：0.0015%以下、Al：0.01~0.08%、Nb：0.005~0.050%、Ti：0.005~0.025%、Ca：0.0005~0.0035%、N：0.0020~0.0060%，并且C（%）－0.065Nb（%）为0.025以上，下述式表示的CP值为0.95以下，Ceq值为0.28以上，Ti／N为1.5~4.0的范围，剩余部分由Fe及不可避免的杂质形成，
CP＝4.46C（%）＋2.37Mn（%）／6＋{1.18Cr（%）＋1.95Mo（%）＋1.74V（%）｝／5＋{1.74Cu（%）＋1.7Ni（%）｝／15＋22.36P（%），
Ceq＝C（%）＋Mn（%）／6＋｛Cr（%）＋Mo（%）＋V（%）｝／5＋｛Cu（%）＋Ni（%）｝/15，
并且金属组织为贝氏体分率：80%以上、岛状马氏体（MA）的分率：2%以下、贝氏体的平均粒径：5μm以下，。
第二发明根据第一发明所述的高压缩强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管，其特征在于，以质量%计，还含有选自Cu：0.5%以下、Ni：1.0%以下、Cr：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.1%以下中的1种以上，并且C（%）－0.065Nb（%）－0.025Mo（%）－0.057V（%）为0.025以上。
第三发明涉及一种高压缩强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管的制造方法，使用钢板，通过冷轧成型制成钢管形状，缝焊对接部，接着进行扩管率为0.4~1.2%的扩管；其中，上述钢板是如下制造的：将具有第一发明或第二发明所述成分的钢加热到950~1200℃，进行在未再结晶温度范围的压下率为60%以上、轧制结束温度为Ar3~（Ar3＋70℃）的热轧，然后，从（Ar3－30℃）以上的温度以10℃／秒以上的冷却速度，进行加速冷却至超过300℃且550℃以下而制造的。
第四发明根据第三发明所述的高压缩强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，在钢板制造工序中的加速冷却之后，进行使钢板表面温度成为550~720℃且钢板中心温度成为低于550℃的再加热。
根据本发明，能够得到一种具有用于海底管线所需要的高强度和优异的韧性、并且，高压缩强度，耐酸性能也优异的管线管用钢管。
附图说明
图1是表示3种钢板的微观组织（光学显微镜照片）的图。
图2是表示基于钢板1和2的扫描式电子显微镜（SEM）照片的组织的图。
图3是表示最初施加的压缩应变与最后的压缩试验中得到的压缩强度（压缩YS）之间的关系的图。
图4是表示在表2和表3的No.12（钢种C）中使扩管率变化时的压缩强度的图。
图5是表示通过对从表2的No.6（钢种C）的钢板切出的圆棒拉伸试件反复施加载荷而求得的扩管率相当的反转前预应变与背应力的关系的图。
具体实施方式
以下说明用于实施本发明的方式。
首先，对本发明的各构成要素的限定理由进行说明。
1.化学成分
首先，对本发明的高强度高韧性钢板所含有的化学成分的限定理由进行说明。应予说明，成分%都是指质量%。此外，在本发明中，以下规定的各化学成分等的数值范围的下一位的数值为0。例如，C：0.02~0.06%是指C：0.020~0.060%，Si：0.01~0.5%是指Si：0.010~0.50%。另外，粒径尺寸为5μm以下，也是指5.0μm以下。另外，MA等的分率2%以下，也是指2.0%以下。
C：0.02~0.06%
C是对提高通过加速冷却来制造的钢板的拉伸强度最有效的元素。但是，若低于0.02%，则无法确保充分的强度，若超过0.06%，则韧性和耐HIC性变差。因此，将C量设在0.02~0.06%的范围内。进一步优选为0.030~0.060%。
Si：0.01~0.5%
Si是为了去氧而添加的，但在0.01%以上才发挥该效果，若超过0.5%，则韧性、焊接性变差。因此，将Si量设为0.01~0.5%的范围。进一步优选为0.01~0.35%。
Mn：0.8~1.6%
Mn是为了提高钢的拉伸强度、压缩强度以及韧性而添加的，若低于0.8%，则其效果不充分，若超过1.6%，则焊接性和耐HIC性能变差。因此，将Mn量设为0.8~1.6%的范围。进一步优选为1.10~1.50%。
P：0.012%以下
P为不可避免的杂质元素，因提高中心偏析部的硬度而导致耐HIC性变差。该趋势在超过0.012%时变显著。因此，将P量设为0.012%以下。优选设为0.008%以下。
S：0.0015%以下
S为不可避免的杂质元素，在钢中一般为MnS系夹杂物，通过添加Ca将从MnS系形态控制为CaS系夹杂物。但是，如果S的含量多，则CaS系夹杂物的含量也变多，高强度材料中成为破裂的起点。该趋势在S量超过0.0015%时变显著。因此，将S量设为0.0015%以下。在要求更严格的耐HIC性能的情况下，进一步降低S量较有效，优选设为0.0008%以下。
Al：0.01~0.08%
Al是作为去氧剂而添加的。在0.010%以上时才发挥该效果，但若超过0.08%，则因清洁度的降低而使延展性变差。因此，将Al量设为0.01~0.08%。进一步优选为0.010~0.040%。
Nb：0.005~0.050%
Nb抑制轧制时的晶粒生长，通过微粒化而提高韧性。但是，如果Nb量低于0.005%，则没有该效果，若超过0.050%，则作为碳化物析出，使固溶C量降低，促进包辛格效应，所以无法得到高压缩强度，并且，在中心偏析部生成粗大的未固溶NbC，使耐HIC性能变差。因此，将Nb量设为0.005~0.050%的范围。需要更严格的耐HIC性能的情况下，优选设为0.005~0.035%。
Ti：0.005~0.025%
Ti不仅形成TiN来抑制板坯加热时的晶粒生长，还可抑制焊接热影响部的晶粒生长，通过母材和焊接热影响部的微粒化来提高韧性。但是，如果Ti量低于0.005%，则没有该效果，若超过0.025%，则韧性变差。因此，将Ti量设为0.005~0.025%的范围。进一步优选为0.005~0.020%。
Ca：0.0005~0.0035%
Ca是对控制硫化物系夹杂物的形态，改善延展性的有效的元素，但若低于0.0005%，则没有该效果，即使添加超过0.0035%，效果也会饱和，且因清洁度的降低而使韧性变差。因此，将Ca量设为0.0005~0.0035%的范围。进一步优选为0.0015~0.0035%。
N：0.0020~0.0060%
N在钢中作为杂质而被含有，但与C相同在钢中作为固溶元素而存在时可促进应变时效，有助于防止因包辛格效应所导致的压缩强度的降低。但是，若低于0.0020%，则该效果小，另外，如果超过0.0060%地含有，则韧性变差。因此，将N量设为0.0020~0.0060%的范围。进一步优选为0.0020~0.0050%。
C（%）－0.065Nb（%）：0.025以上
本发明通过利用固溶C和位错的相互作用来抑制反应力的产生，从而降低包辛格效应，提高钢管的压缩强度，其中，重要的是确保有效的固溶C。通常钢中的C除了作为渗碳体、MA而析出之外，还可与Nb等的碳化物形成元素结合而作为碳化物析出，进而固溶C量减少。此时，若Nb含量相对于C含量过多，则Nb碳化物的析出量多，无法得到充分的固溶C。但是，如果C（%）－0.065Nb（%）为0.025以上，则得到充分的固溶C，所以，将C含量和Nb含量的关系式C（%）－0.065Nb（%）规定为0.025以上。进一步优选为0.028以上。
C（%）－0.065Nb（%）－0.025Mo（%）－0.057V（%）：0.025以上
作为本发明的选择性元素的Mo和V也与Nb相同地属于形成碳化物的元素，这些元素也需要以在得到充分的固溶C的范围内进行添加。但是，若以C（%）－0.065Nb（%）－0.025Mo（%）－0.057V（%）表示的关系式的值低于0.025，则固溶C不足，所以将C（%）－0.065Nb（%）－0.025Mo（%）－0.057V（%）规定为0.025%以上。进一步优选为0.028以上。应予说明，不可避免的杂质等级的元素（未添加的元素）的含量按0%计算。
Ti／N：1.5~4.0
钢中的N由于与Ti结合形成氮化物，所以固溶N量是根据与Ti添加量的关系变化。若Ti量和N量的质量%之比、即Ti／N超过4.0，则钢中的N基本变成Ti氮化物，固溶N变不足，如果Ti／N低于1.5，则相对地固溶N量变过多，韧性变差。因此，将Ti／N设为1.5~4.0的范围。进一步优选为1.50~3.50。
本发明中除了上述的化学成分，还可将以下的元素作为选择性元素添加。
Cu：0.5%以下
Cu可不添加，但其是对韧性的改善、拉伸强度和压缩强度的提高有效的元素。为了得到该效果，优选添加0.10%以上。但是，如果添加超过0.5%，则焊接性变差。因此，在添加Cu的情况下设为0.5%以下。进一步优选为0.40%以下。
Ni：1.0%以下
Ni可不添加，但其是对韧性的改善、拉伸强度和压缩强度的提高有效的元素。为了得到该效果，优选添加0.10%以上。但是，如果添加超过1.0%，则焊接性变差，促进连续铸造时的板坯表面的破裂。因此，在添加Ni的情况下设为1.0%以下。进一步优选为0.80%以下。
Cr：0.5%以下
Cr可不添加，但其是对韧性的改善、拉伸强度和压缩强度的提高有效的元素。为了得到该效果，优选添加0.10%以上。但是，如果添加超过0.5%，则焊接性变差。因此，在添加Cr的情况下设为0.5%以下。进一步优选为0.30%以下。
Mo：0.5%以下
Mo可不添加，但其是对韧性的改善、拉伸强度和压缩强度的提高有效的元素。为了得到该效果，优选添加0.05%以上。但是，如果添加超过0.5%，则焊接性变差。因此，在添加Mo的情况下设为0.5%以下。进一步优选为0.30%以下。
V：0.1%以下
V可不添加，但其是对韧性的改善、拉伸强度和压缩强度的提高有效的元素。为了得到该效果，优选添加0.010%以上。但是，如果添加超过0.1%，则与Nb相同作为碳化物析出，使固溶C减少，所以在添加V的情况下设为0.1%以下。进一步优选为0.060%以下。
下述式表示的CP值为0.95以下
CP＝4.46C（%）＋2.37Mn（%）／6＋｛1.18Cr（%）＋1.95Mo（%）＋1.74V（%）｝／5＋{1.74Cu（%）＋1.7Ni（%）｝／15＋22.36P（%）
CP是为了由各合金元素的含量来推断中心偏析部的材质而设计的通式，CP的值越高，中心偏析部的浓度越高，中心偏析部的硬度增加。通过将该CP值设为0.95以下，能够降低中心偏析部的硬度，抑制HIC试验中的破裂。CP值越低，中心偏析部的硬度越低，所以在需要更高的耐HIC性能的情况下，优选将其上限设为0.92。应予说明，不可避免的杂质等级的元素（未添加的元素）的含量按0%计算。
Ceq值：0.28以上
Ceq＝C（%）＋Mn（%）／6＋｛Cr（%）＋Mo（%）＋V（%）｝／5＋｛Cu（%）＋Ni（%）｝／15
Ceq是钢的淬火性指数，Ceq值越高，钢材的拉伸强度和压缩强度越高。若Ceq值低于0.28，则对于超过20mm的厚壁的钢管，无法确保充分的强度，所以将Ceq值设为0.28以上。进一步优选为0.28~0.38。另外，为了在超过30mm壁厚的钢管中充分地确保强度，优选设为0.36以上。应予说明，Ceq越高，低温破裂感受性越增加，促进焊接破裂，为了在敷设船上等苛刻的环境也不用预加热就进行焊接，将上限设为0.42。应予说明，不可避免的杂质等级的元素（未添加的元素）的含量按0%计算。
应予说明，本发明的钢的剩余部分为Fe及不可避免的杂质，但只要不损害本发明的效果，也可以含有上述以外的元素及不可避免的杂质。
2.金属组织
以下示出本发明中金属组织的限定理由。
贝氏体分率：80%以上
为了抑制包辛格效应，得到高压缩强度，需要制成软质的铁素体相和硬质的第2相少的均匀组织，从而抑制变形时在组织内部产生的局部位错的集聚。因此，需要制成贝氏体主体的组织。为了得到该效果，需要贝氏体的分率为80%以上。并且，需要高压缩强度时，优选将贝氏体分率设为90%以上。
岛状马氏体（MA）的分率：2%以下
岛状马氏体（MA）是非常硬质的相，变形时促进局部位错的集聚，因包辛格效应导致压缩强度的降低，所以需要严格限制其分率。但是，若MA的分率为2%以下，则其影响小，不产生压缩强度的降低，所以将岛状马氏体（MA）的分率规定在2%以下。
本发明的金属组织如上述那样，通过使贝氏体为80%以上，将MA设为2%以下，可得到规定的性能，并且还可含有除此之外的铁素体、渗碳体、珠光体等金属组织。但是，为了抑制包辛格效应，优选将铁素体设为低于20%，将贝氏体、MA以及铁素体以外的渗碳体、珠光体等金属组织的分率合计设为5%以下。
贝氏体的平均粒径：5μm以下
在高强度厚壁钢板中难以完全抑制MA等硬质相的生成，但通过使贝氏体组织微细化，能够使生成的MA、渗碳体微细地分散，从而能够缓和变形时的局部位错的集聚，能够降低包辛格效应。另外，贝氏体晶界也会成为位错的集聚场所，所以通过使组织微细化增加晶界面积，能够缓和在晶界的局部位错的集聚，同样能够通过降低包辛格效应而提高压缩强度。并且，对于在厚壁材料中得到充分的母材韧性，微细的组织也有效。这样的效果可通过将贝氏体粒径设为5μm以下而得到，所以将贝氏体的平均粒径规定在5μm以下。进一步优选为4.0μm以下。
本发明中，通过具有上述金属组织的特征，可抑制因包辛格效应而引起的压缩强度的降低，实现高压缩强度，但为了得到更大的效果，优选MA的尺寸是微细的。MA的平均粒径越小，局部的应变集中越分散，所以应变集中量也变得越少，进一步抑制包辛格效应的产生。因此，优选将MA的平均粒径设为1μm以下。
通常，应用加速冷却而制造的钢板的金属组织有时在钢板的板厚方向上不同。受到外压的钢管的塌陷是因在周长小的钢管内表面侧先产生塑性变形（plastic deformation）而引起的，所以作为压缩强度，钢管的内表面侧的特性较重要，一般压缩试件是从钢管的内表面侧采取。因此，上述的金属组织是规定钢管内表面侧组织，将内表面侧的板厚1／4的位置的组织设为代表钢管的塌陷性能的位置。
3.制造条件
本发明的第3发明是将含有上述的化学成分的钢板坯加热进行热轧后，再进行加速冷却的制造方法。以下，对钢板的制造条件的限定理由进行说明。
板坯加热温度：950~1200℃
若板坯加热温度低于950℃，则不能得到充分的强度，若超过1200℃，则韧性、DWTT特性变差。因此，将板坯加热温度设为950~1200℃的范围。在要求更优异的DWTT性能的情况下，优选将板坯加热温度的上限设为1100℃。
未再结晶范围的压下率：60%以上
为了得到用于减少包辛格效应的微细的贝氏体组织和高母材韧性，在热轧工序中，需要在未再结晶温度范围进行充分的压下。但是，如果压下率低于60%，则效果不充分，所以将在未再结晶范围的压下率设为60%以上。优选设为70%以上。应予说明，压下率是在多个轧道进行轧制时为累积的压下率。另外，未再结晶温度根据Nb、Ti等的合金元素而变化，但对于本发明的Nb和Ti添加量，将未再结晶温度范围的上限温度设为950℃即可。
轧制结束温度：Ar 3~（Ar3＋70℃）
为了抑制因包辛格效应而引起的强度降低，需要使金属组织成为贝氏体主体的组织，抑制铁素体等软质组织的生成。因此，热轧需要设为属于铁素体生成温度的Ar3温度以上。另外，为了得到更微细的贝氏体组织，轧制结束温度越低越好，若轧制结束温度过高，则贝氏体粒径变得过大。因此，将轧制结束温度的上限设为（Ar3＋70℃）。
应予说明，Ar3温度根据钢的合金成分而变化，所以可通过实验对各种钢测定变态温度而求得，也可由成分按下述式（1）而求得。
Ar3（℃）＝910－310C（%）－80Mn（%）－20Cu（%）－15Cr（%）－55Ni（%）－80Mo（%）－－－－－（1）
应予说明，不可避免的杂质等级的元素（未添加的元素）的含量按0%计算。
接着热轧进行加速冷却。加速冷却的条件如下所述。
冷却开始温度：（Ar 3－30℃）以上
通过热轧后的加速冷却使金属组织成为贝氏体主体的组织，但若冷却开始温度低于作为铁素体生成温度的Ar3温度，则形成铁素体和贝氏体的混合组织，从而因包辛格效应而引起的强度降低变大，压缩强度下降。但是，如果加速冷却开始温度为（Ar3－30℃）以上，则铁素体分率较低，因包辛格效应而引起的强度降低也较小。因此，将冷却开始温度设为（Ar3－30℃）以上。
冷却速度：10℃／秒以上
加速冷却是用于得到高强度和高韧性的钢板而不可缺少的工艺，通过以高冷却速度进行冷却，可得到因变态强化而引起的强度提高效果。但是，若冷却速度低于10℃／秒，则不仅不能得到充分的强度，还产生C的扩散，所以引起C向未变态奥氏体（non－transformed austenite）稠化，MA的生成量变多。如上述那样，因MA等硬质第2相促进包辛格效应，所以将导致压缩强度的降低。但是，如果冷却速度为10℃／秒以上，则冷却中的C的扩散少，也可抑制MA的生成。因此，将加速冷却时的冷却速度的下限设为10℃／秒。
冷却停止温度：超过300℃且550℃以下
由于加速冷却，贝氏体变态得以进行，从而得到所需的强度，但如果冷却停止时的温度超过550℃，则贝氏体变态变不充分，无法得到充分的拉伸强度和压缩强度。另外，由于贝氏体变态未结束，所以在冷却停止后的空气冷气中引起C向未变态奥氏体的浓缩，促进MA的生成。另一方面，若冷却停止时的钢板平均温度为300℃以下，则钢板表层部的温度下降至马氏体变态温度以下，所以表层部的MA分率变高，因包辛格效应而压缩强度下降。并且，表层部的硬度变高，钢板易产生应变，所以成型性变差，成型成管时的圆度显著变差。因此，将冷却停止时的温度设为超过300℃且550℃以下的范围。
本发明的第4发明是对加速冷却后的钢板进行再加热处理，以下，对该再加热条件的限定理由进行说明。
钢板表面温度：550~720℃
在厚钢板的加速冷却中，钢板表层部的冷却速度快，并且与钢板内部相比表层部将冷却至更低的温度。因此，在钢板表层部易生成MA（岛状马氏体）。这样的硬质相将促进包辛格效应，所以可通过在加速冷却后对钢板的表层部进行加热而分解MA，从而抑制因包辛格效应而引起的压缩强度的降低。但是，如果表面温度低于550℃，则MA的分解变不充分，另外，超过720℃时，钢板中央部的加热温度也会上升，所以将导致大幅的强度下降。因此，在加速冷却后以分解MA为目的进行再加热时，将再加热时的钢板表面温度设为550~720℃的范围。
钢板中心温度：低于550℃
通过加速冷却后的再加热，分解表层部的MA，得到高压缩强度，但若钢板中央部的加热温度变成550℃以上，则会引起渗碳体的凝结粗大化、Nb、V之类的碳化物形成元素析出，DWTT性能变差，进而因固溶C的降低而引起压缩强度的降低。因此，将加速冷却后的再加热时的钢板中心温度设为低于550℃。作为加速冷却后的再加热的手段，优选使用能够仅将大量存在有MA的表层部高效地加热的感应加热（induction heating）。另外，为了得到再加热引起的效果，需要加热到比冷却停止时的温度要高的温度，所以将再加热时的钢板中心温度设为比冷却停止时的温度高50℃以上的温度。
本发明使用通过上述的方法而制造的钢板制备钢管，钢管的成型方法是通过UOE工艺、加压弯曲（press bend）等冷轧成型而成型成钢管形状。其后，进行缝焊（seam welding），此时的焊接方法只要是可得到充分的接缝强度（strength of joint）和接缝韧性（toughness of joint）的方法，就可为任意的方法，但从优异的焊接品质（weld quality）和制造效率（production efficiency）的角度出发，优选使用埋弧焊接（submerged arc welding）。进行对接部（seam）的焊接后，为了除去焊接残余应力（weld residual stress）和提高钢管的圆度，进行扩管。作为得到规定钢管的圆度且除去残余应力的条件，需要使此时的扩管率为0.4%以上。另外，若扩管率过高，则因包辛格效应所引起的压缩强度的降低变大，所以将其上限设为1.2%。另外，在通常的焊接钢管的制造中，一般把确保圆度当成重点，将扩管率控制在0.90~1.20%之间，但为了确保压缩强度，优选扩管率低。图4是表示在表2和表3的No.12中使扩管率变化时的压缩强度的图。如图4所示，通过将扩管率设为0.9%以下，可观察到显著的压缩强度的改善效果，所以更优选设为0.4~0.9%。进一步优选为0.5~0.8%。应予说明，通过将扩管率设为0.9%以下而可观察到显著的压缩强度的改善效果的理由是因为如图5所示，钢材的背应力（back stress）的产生举动在低变形区域中显著增加，其后，增加度从1%左右开始减小，2.5%以上时饱和。应予说明，图5是表示通过对从表2的No.6（钢种C）的钢板切出的圆棒拉伸试件反复施加载荷，从而求得的与扩管率相当的反转前预应变与背应力的关系的图。
实施例
通过连续铸造法（continuous casting process），将表1所示的化学成分的钢（钢种A~K）形成为板坯（slab），使用其制造板厚30mm和38mm的厚钢板（No.1~23）。将钢板的制造条件和钢管的制造条件、金属组织以及机械性质等分别示于表2－1和表2－2。钢板的制造时的再加热处理是使用设置于与加速冷却设备相同线上的感应加热炉（induction heating furnace）进行再加热。再加热时的表层温度是在感应加热炉的出口处的钢板的表面温度，中心温度是加热后的表层温度和中心温度几乎变相同的时刻的钢板温度。使用这些钢板，通过UOE工艺制造外径为762mm或900mm的钢管。
如上所述制造的钢管的拉伸特性（tensile property）是将管周方向的总厚试件作为拉伸试件进行拉伸试验（tensile test），测定拉伸强度。压缩试验（compression test）是从钢管的钢管内表面侧的位置沿管周方向采取直径20mm、长度60mm的试件，进行压缩试验测定压缩屈服强度（或0.5%压缩强度）。另外，通过从钢管的管周方向采取的DWTT试件，将延展性破裂面积（Shear area）成为85%的温度作为85%SATT而求得。耐HIC特性是利用使用了将pH约为3的硫化氢（H2S）饱和的5%NaCl＋0.5%CH3COOH水溶液（通常的NACE（NationalAssociation of Corrosion Engineers）溶液）的HIC试验而进行测定。浸渍96小时后，利用超声波探伤（ultrasonic inspection）来调查试件整面上是否有破裂，利用破裂面积率（crack area ratio）（CAR）评价其性能。此处，从各个钢板采取三个试件进行HIC试验，将各个破裂面积率中的最大值作为代表该钢板的破裂面积率。对于金属组织，从钢管的内表面侧的板厚1／4的位置采取样品，研磨后进行利用硝酸浸蚀液（nital）的蚀刻（etching），用光学显微镜进行观察。而且，使用以200倍拍摄的照片3~5张，通过图像解析（image analysis）求得贝氏体分率。贝氏体的平均粒径是通过使用相同的显微镜照片利用线段法（lineanalysis）而求得。MA的观察是在硝酸浸蚀液蚀刻后进行电解蚀刻（electrolytic etching）（2步蚀刻（two－step etching）），其后利用扫描电子显微镜（SEM）进行观察。进而，从以1000倍拍摄的照片中利用图像解析求出MA的面积分率和平均粒径。此处，MA的平均粒径利用图像解析作为当量圆直径而求得。
在表2－1和表2－2中，作为本发明例的No.1~10，其化学成分、制造方法以及微观组织均在本发明的范围内，压缩强度为430MPa以上的高压缩强度，DWTT特性和耐HIC性能也良好。
另一方面，No.11~18，虽然化学成分在本发明的范围内，但制造方法在本发明的范围外，所以压缩强度、DWTT特性或者耐HIC特性较差。No.19~23中，化学成分在本发明外，所以耐HIC特性较差，或压缩强度不充分。
根据本发明，可得到具有高压缩强度且具有更优异的DWTT特性和耐HIC特性的厚壁的钢管，所以能够用于要求高抗塌陷性能的深海用管线管、特别是输送酸性气体的管线管。
表1
Figure BDA00001673316900201
表2
Figure BDA00001673316900211
表3

Claims (4)

1.一种管线管用焊接钢管，其特征在于，以质量%计，含有C：0.02~0.06%、Si：0.01~0.5%、Mn：0.8~1.6%、P：0.012%以下、S：0.0015%以下、Al：0.01~0.08%、Nb：0.005~0.050%、Ti：0.005~0.025%、Ca：0.0005~0.0035%、N：0.0020~0.0060%，并且，C（%）－0.065Nb（%）为0.025以上，下述式表示的CP值为0.95以下，Ceq值为0.28以上，Ti／N为1.5~4.0的范围，剩余部分由Fe及不可避免的杂质形成，
CP＝4.46C（%）＋2.37Mn（%）／6＋｛1.18Cr（%）＋1.95Mo（%）＋1.74V（%）｝／5＋｛1.74Cu（%）＋1.7Ni（%）｝／15＋22.36P（%），
Ceq＝C（%）＋Mn（%）／6＋｛Cr（%）＋Mo（%）＋V（%）｝／5＋｛Cu（%）＋Ni（%）｝／15，
并且，金属组织为贝氏体分率：80%以上、岛状马氏体MA的分率：2%以下、贝氏体的平均粒径：5μm以下。
2.根据权利要求1所述的管线管用焊接钢管，其中，以质量%计，还含有选自Cu：0.5%以下、Ni：1.0%以下、Cr：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.1%以下中的1种以上，并且，C（%）－0.065Nb（%）－0.025Mo（%）－0.057V（%）为0.025以上。
3.一种管线管用焊接钢管的制造方法，使用钢板，通过冷轧成型制成钢管形状，缝焊对接部，接着进行扩管率为0.4~1.2%的扩管；所述钢板是如下制造的：将权利要求1或2所述成分的钢加热到950~1200℃，进行在未再结晶温度范围的压下率为60%以上、轧制结束温度为Ar3~（Ar3＋70℃）的热轧，然后，从（Ar3－30℃）以上的温度以10℃／秒以上的冷却速度，进行加速冷却至超过300℃且550℃以下而制造的。
4.根据权利要求3所述的管线管用焊接钢管的制造方法，其中，接着所述加速冷却，进行使钢板表面温度成为550~720℃且钢板中心温度成为低于550℃的再加热。
CN2010800530008A 2009-11-25 2010-11-25 高压缩强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管及其制造方法 Pending CN102639734A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009267256 2009-11-25
JP2009-267256 2009-11-25
PCT/JP2010/071536 WO2011065582A1 (ja) 2009-11-25 2010-11-25 高い圧縮強度および耐サワー性に優れたラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN102639734A true CN102639734A (zh) 2012-08-15

Family

ID=44066685

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2010800530008A Pending CN102639734A (zh) 2009-11-25 2010-11-25 高压缩强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US9181609B2 (zh)
EP (1) EP2505683B1 (zh)
JP (1) JP5561119B2 (zh)
KR (2) KR101688082B1 (zh)
CN (1) CN102639734A (zh)
WO (1) WO2011065582A1 (zh)

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104099522A (zh) * 2014-07-16 2014-10-15 首钢总公司 无铜镍抗酸管线钢x52ms及其热轧板卷的制造方法
CN105269171A (zh) * 2014-06-25 2016-01-27 Posco公司 低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头
CN106011622A (zh) * 2016-06-11 2016-10-12 深圳市樊溪电子有限公司 一种超高强度高变形性能的焊接钢管的制造方法
CN106164314A (zh) * 2014-03-31 2016-11-23 杰富意钢铁株式会社 耐应变时效特性和耐hic特性优良的高变形能力管线管用钢材及其制造方法以及焊接钢管
CN107429354A (zh) * 2015-03-27 2017-12-01 杰富意钢铁株式会社 高强度钢及其制造方法、以及钢管及其制造方法
CN107429353A (zh) * 2015-03-27 2017-12-01 杰富意钢铁株式会社 高强度钢及其制造方法、以及钢管及该钢管的制造方法
CN107429339A (zh) * 2015-03-27 2017-12-01 杰富意钢铁株式会社 高强度钢及其制造方法、以及钢管及其制造方法
CN108239723A (zh) * 2018-03-03 2018-07-03 首钢集团有限公司 一种mg700锚杆钢及其热轧生产方法
CN111655873A (zh) * 2018-01-30 2020-09-11 杰富意钢铁株式会社 管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法
CN112752857A (zh) * 2018-09-28 2021-05-04 杰富意钢铁株式会社 耐酸性管线管用高强度钢板及其制造方法及使用耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管

Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101688082B1 (ko) 2009-11-25 2016-12-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 높은 압축 강도 및 내사우어성을 갖는 라인파이프용 용접 강관
JP5857400B2 (ja) * 2009-11-25 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5126326B2 (ja) * 2010-09-17 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5776377B2 (ja) * 2011-06-30 2015-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワー性に優れたラインパイプ用溶接鋼管向け高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5903880B2 (ja) * 2011-12-26 2016-04-13 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワー特性と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法
US20140352852A1 (en) * 2011-12-27 2014-12-04 Jfe Steel Corporation Hot rolled high tensile strength steel sheet and method for manufacturing same
KR101757710B1 (ko) * 2012-07-09 2017-07-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 제조 방법
KR101709887B1 (ko) 2013-07-25 2017-02-23 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 라인 파이프용 강판 및 라인 파이프
US11345972B2 (en) 2014-02-27 2022-05-31 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP6226062B2 (ja) 2014-03-31 2017-11-08 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性及び耐ｈｉｃ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管
JP6123972B2 (ja) * 2015-03-31 2017-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法
EP3279352B1 (en) 2015-03-31 2022-12-07 JFE Steel Corporation Method for producing a high strength/high toughness steel sheet
CN108350540A (zh) * 2015-12-04 2018-07-31 株式会社神户制钢所 抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度的具有高屈服强度的非调质钢板
JP6736959B2 (ja) * 2016-04-27 2020-08-05 日本製鉄株式会社 厚鋼板の製造方法
JP6809524B2 (ja) * 2018-01-10 2021-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 超低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
JP6705569B1 (ja) * 2018-06-27 2020-06-03 Ｊｆｅスチール株式会社 クラッド鋼板およびその製造方法
EP3816311B1 (en) * 2018-06-29 2023-04-26 Nippon Steel Corporation Steel pipe and steel sheet
JP7155702B2 (ja) * 2018-07-19 2022-10-19 日本製鉄株式会社 耐サワーラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法
JP7119888B2 (ja) * 2018-10-19 2022-08-17 日本製鉄株式会社 Ｕｏｅ鋼管用鋼板およびその製造方法
GB2580039B (en) * 2018-12-19 2023-06-14 Verderg Pipe Tech Ltd Method of inspecting pipe joints for use in a subsea pipeline
CN113210799B (zh) * 2021-05-20 2022-09-30 北京理工大学重庆创新中心 一种基于纵向循环载荷的焊接残余应力控制方法和装置
CN113549846A (zh) * 2021-07-13 2021-10-26 鞍钢股份有限公司 一种低温性能优异的550MPa级海工钢及其制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003340518A (ja) * 2002-05-24 2003-12-02 Nippon Steel Corp 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管の製造方法
CN1806062A (zh) * 2003-06-12 2006-07-19 杰富意钢铁株式会社 低屈服比高强度高韧性的厚钢板和焊接钢管及它们的制造方法
JP2008121036A (ja) * 2006-11-09 2008-05-29 Jfe Steel Kk 高強度高靱性鋼板の製造方法
WO2009061006A1 (ja) * 2007-11-07 2009-05-14 Jfe Steel Corporation ラインパイプ用鋼板及び鋼管
JP2009221534A (ja) * 2008-03-15 2009-10-01 Jfe Steel Corp ラインパイプ用鋼板

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0949025A (ja) 1995-08-07 1997-02-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐コラプス性に優れたｕｏｅ鋼管の製造法
JP2002102931A (ja) 2000-09-28 2002-04-09 Kawasaki Steel Corp Ｕｏｅ鋼管の製造方法
JP4072009B2 (ja) 2002-07-01 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 圧潰強度の高いｕｏｅ鋼管の製造方法
JP4071995B2 (ja) 2002-05-24 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管の製造方法
JP2003340519A (ja) 2002-05-24 2003-12-02 Nippon Steel Corp 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管
US7520943B2 (en) * 2003-06-12 2009-04-21 Jfe Steel Corporation Steel plate and welded steel tube exhibiting low yield ratio, high strength and high toughness
JP5055736B2 (ja) * 2004-12-02 2012-10-24 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた高強度蒸気配管用鋼板の製造方法
JP4904774B2 (ja) * 2005-10-31 2012-03-28 Ｊｆｅスチール株式会社 中温域での強度に優れた高強度高靭性鋼材の製造方法
KR20080090567A (ko) 2006-03-16 2008-10-08 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 서브머지드 아크 용접용 강판
JP5098256B2 (ja) 2006-08-30 2012-12-12 Ｊｆｅスチール株式会社 耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法
JP5223511B2 (ja) 2007-07-31 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度耐サワーラインパイプ用鋼板およびその製造方法および鋼管
JP5217773B2 (ja) * 2007-09-19 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下の低温用高強度溶接鋼管およびその製造方法
KR101511615B1 (ko) * 2009-11-25 2015-04-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 높은 압축 강도 및 인성을 갖는 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법
KR101688082B1 (ko) 2009-11-25 2016-12-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 높은 압축 강도 및 내사우어성을 갖는 라인파이프용 용접 강관
JP5857400B2 (ja) * 2009-11-25 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003340518A (ja) * 2002-05-24 2003-12-02 Nippon Steel Corp 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管の製造方法
CN1806062A (zh) * 2003-06-12 2006-07-19 杰富意钢铁株式会社 低屈服比高强度高韧性的厚钢板和焊接钢管及它们的制造方法
JP2008121036A (ja) * 2006-11-09 2008-05-29 Jfe Steel Kk 高強度高靱性鋼板の製造方法
WO2009061006A1 (ja) * 2007-11-07 2009-05-14 Jfe Steel Corporation ラインパイプ用鋼板及び鋼管
JP2009221534A (ja) * 2008-03-15 2009-10-01 Jfe Steel Corp ラインパイプ用鋼板

Cited By (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106164314B (zh) * 2014-03-31 2018-10-30 杰富意钢铁株式会社 耐应变时效特性和耐hic特性优良的高变形能力管线管用钢材及其制造方法以及焊接钢管
US10465261B2 (en) 2014-03-31 2019-11-05 Jfe Steel Corporation Steel material for highly deformable line pipes having superior strain aging resistance and superior HIC resistance, method for manufacturing same, and welded steel pipe
CN106164314A (zh) * 2014-03-31 2016-11-23 杰富意钢铁株式会社 耐应变时效特性和耐hic特性优良的高变形能力管线管用钢材及其制造方法以及焊接钢管
CN105269171A (zh) * 2014-06-25 2016-01-27 Posco公司 低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头
CN104099522B (zh) * 2014-07-16 2016-06-01 首钢总公司 无铜镍抗酸管线钢x52ms及其热轧板卷的制造方法
CN104099522A (zh) * 2014-07-16 2014-10-15 首钢总公司 无铜镍抗酸管线钢x52ms及其热轧板卷的制造方法
CN107429354A (zh) * 2015-03-27 2017-12-01 杰富意钢铁株式会社 高强度钢及其制造方法、以及钢管及其制造方法
US10570477B2 (en) 2015-03-27 2020-02-25 Jfe Steel Corporation High-strength steel, method for manufacturing high-strength steel, steel pipe, and method for manufacturing steel pipe
US10954576B2 (en) 2015-03-27 2021-03-23 Jfe Steel Corporation High-strength steel, method for manufacturing high-strength steel, steel pipe, and method for manufacturing steel pipe
CN107429354B (zh) * 2015-03-27 2020-06-09 杰富意钢铁株式会社 高强度钢及其制造方法、以及钢管及其制造方法
CN107429353A (zh) * 2015-03-27 2017-12-01 杰富意钢铁株式会社 高强度钢及其制造方法、以及钢管及该钢管的制造方法
CN107429339B (zh) * 2015-03-27 2020-03-17 杰富意钢铁株式会社 高强度钢及其制造方法、以及钢管及其制造方法
CN107429353B (zh) * 2015-03-27 2019-12-27 杰富意钢铁株式会社 高强度钢及其制造方法、以及钢管及该钢管的制造方法
CN107429339A (zh) * 2015-03-27 2017-12-01 杰富意钢铁株式会社 高强度钢及其制造方法、以及钢管及其制造方法
CN106011622A (zh) * 2016-06-11 2016-10-12 深圳市樊溪电子有限公司 一种超高强度高变形性能的焊接钢管的制造方法
CN106011622B (zh) * 2016-06-11 2018-07-31 青岛果子科技服务平台有限公司 一种超高强度高变形性能的焊接钢管的制造方法
CN111655873A (zh) * 2018-01-30 2020-09-11 杰富意钢铁株式会社 管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法
US11401568B2 (en) 2018-01-30 2022-08-02 Jfe Steel Corporation Steel material for line pipes, method for producing the same, and method for producing line pipe
CN108239723A (zh) * 2018-03-03 2018-07-03 首钢集团有限公司 一种mg700锚杆钢及其热轧生产方法
CN112752857A (zh) * 2018-09-28 2021-05-04 杰富意钢铁株式会社 耐酸性管线管用高强度钢板及其制造方法及使用耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管

Also Published As

Publication number Publication date
US20130000793A1 (en) 2013-01-03
WO2011065582A1 (ja) 2011-06-03
EP2505683A4 (en) 2013-05-01
EP2505683B1 (en) 2017-04-05
JP5561119B2 (ja) 2014-07-30
US9181609B2 (en) 2015-11-10
KR101511614B1 (ko) 2015-04-13
KR20150013360A (ko) 2015-02-04
JP2011132600A (ja) 2011-07-07
KR101688082B1 (ko) 2016-12-20
EP2505683A1 (en) 2012-10-03
KR20120084804A (ko) 2012-07-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102639734A (zh) 高压缩强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管及其制造方法
CN102666898A (zh) 高压缩强度优异的管线管用焊接钢管及其制造方法
CN102666899A (zh) 高压缩强度和高韧性优异的管线管用焊接钢管及其制造方法
CN103834874B (zh) 厚壁高dwtt性能x65-70海底管线钢及制造方法
CN109957730B (zh) 一种高塑性厚壁深海管线用平板及其生产方法
JP5782827B2 (ja) 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用鋼管及びその製造方法
NO341250B1 (no) Ledningsrør av sømløse stålrør og fremgangsmåte for fremstilling derav
JP5418251B2 (ja) 耐ｈｉｃ性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法
JP5499731B2 (ja) 耐ｈｉｃ性に優れた厚肉高張力熱延鋼板及びその製造方法
CN101965414A (zh) 低温韧性优异的高强度钢板和钢管以及它们的制造方法
JP2004176172A (ja) 耐水素誘起割れ性に優れた高強度継目無鋼管およびその製造方法
CN104726769A (zh) 大厚度海洋平台用s355g10+n钢板及其生产方法
JP5124854B2 (ja) ラインパイプ用鋼板、その製造方法およびラインパイプ
CN1318631C (zh) 高强度高韧性x80管线钢及其热轧板制造方法
CN113913695B (zh) 耐腐蚀抗疲劳水下油气采输用管线钢及其生产方法
CN102549186A (zh) 高强度钢管、高强度钢管用钢板及它们的制造方法
JP2017214618A (ja) 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法
CN100352962C (zh) 具有抗hic性能x80管线钢及其热轧板制造方法
JP3879723B2 (ja) 耐水素誘起割れ性に優れた高強度継目無鋼管およびその製造方法
CN113930684B (zh) 经济型耐时效高应变析出强化管线钢及其生产方法
JP5927927B2 (ja) 現地溶接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
JP2003293078A (ja) 溶接熱影響部靭性及び変形能に優れた鋼管及び鋼管用鋼板の製造法
CN112921250B (zh) 一种耐co2腐蚀钢管及制备方法
CN111655872B (zh) 管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法
CN113646455A (zh) 管线管用钢材及其制造方法以及管线管及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C12 Rejection of a patent application after its publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20120815