CN102666898A

CN102666898A - 高压缩强度优异的管线管用焊接钢管及其制造方法

Info

Publication number: CN102666898A
Application number: CN2010800530012A
Authority: CN
Inventors: 西村公宏; 石川信行; 谷泽彰彦; 末吉仁; 堀江正之; 清都泰光
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2009-11-25
Filing date: 2010-11-25
Publication date: 2012-09-12
Also published as: US20120285576A1; KR20120083935A; EP2505682A4; JP2011132599A; WO2011065579A1; EP2505682B1; KR101681626B1; KR20150013362A; US9089919B2; KR101511617B1; JP5857400B2; EP2505682A1

Abstract

本发明提供一种压缩强度高且厚壁的管线管用钢管，其不需要在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来抑制因包辛格效应引起的屈服应力的降低。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及其制造方法，所述管线管用焊接钢管的特征在于，以质量%计，含有C：0.03～0.10%、Si：0.30%以下、Mn：1.00～2.00%、P：0.015%以下、S：0.003%以下、Al：0.080%以下、Nb：0.005～0.035%、Ti：0.005～0.020%，并且，C（%）－0.065Nb（%）为0.025以上、Ceq值为0.3以上、剩余部分由Fe及不可避免的杂质形成，金属组织为贝氏体分率：60%以上、加工铁素体分率：5%以下、岛状马氏体（MA）的分率：3%以下、MA的平均粒径：2μm以下且MA的纵横比：5以下。

Description

高压缩强度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）等的管线管，特别涉及适合用于要求高抗塌陷性能（collapse resistantperformance）的厚壁的深海用管线管（line pipe for deep－sea）中的、高压缩强度优异的管用焊接钢管或进一步高压缩强度和耐酸性优异的管用焊接钢管及它们的制造方法。应予说明，本发明的压缩强度（compressivestrength）只要没有特别说明，就指压缩屈服强度（compressive yieldstrength）或0.5%压缩强度（compressive proof strength）。另外，拉伸屈服强度（tensile yield strength）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面更高的温度，维持因加工固化而上升的内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。

在先技术文献

专利文献

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，目的在于提供一种厚壁的管线管用焊接钢管，是具有用于厚壁的海底管线中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和造管后的热处理，而是通过将钢板的金属组织最优化来抑制因包辛格效应引起的压缩强度的降低，并且，耐酸性能也优异，压缩强度高。

本发明人等为了通过抑制包辛格效应而提高压缩强度，以及兼得强度·韧性，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拉伸以及压缩强度的降低的原因是由于在异相界面和硬质的第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岛状马氏体（M－A constituent）（以下也称为“MA”）等硬质的第2相。因此，可通过将硬质的MA的分率降低至一定量以下，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（bainite microstructure）微细化，使生成的MA微细地分散，从而能够减少因第2相而引起的包辛格效应。并且，粗大且伸长的MA易于产生变形时的应变集中（strain concentration），所以通过将MA的最大直径和纵横比（aspect ratio）设为一定值以下，能够进一步抑制鲍欣格效应。

（3）MA的形状能够通过钢板制造时的热轧和加速冷却条件而控制，通过在未再结晶范围利用一定量以上的轧制使组织微细化，能够使作为第2相生成的MA微细地分散，并且，通过将加速冷却停止温度控制在一定温度以上，能够抑制伸长的MA的生成。另外，加速冷却停止温度降低而生成MA的情况下，通过其后的再加热能够将MA分解成渗碳体，能够减少因第2相所致的鲍欣格效应。

（4）在金属组织中含有软质的铁素体相的情况下，因与贝氏体相的界面处的位错集聚产生反应力，从而导致包辛格效应引起的压缩强度的降低，但可通过将铁素体的分率设为一定值以下，能够减少具有更不良影响的MA的分率，适当控制其形状，从而能够减少因铁素体所致的压缩应力降低的影响。但是，铁素体相通过轧制而接受加工成为加工铁素体（rolled ferrite）时，增加可动位错（mobile dislocation），在铁素体／贝氏体界面中位错集聚也变多，所以促进因反应力而引起的压缩强度的降低。

（5）通过使钢材的C量和Nb等碳化物形成元素的添加量合理化，充分确保固溶C（solid solution carbon），能够引起位错与固溶C的相互作用，阻碍负载（load）反转时的位错的移动，抑制因反应力而引起的强度的降低。

（6）通过在钢中含有适当量的Cu和Ca，能够赋予耐酸性能。Cu在含硫化氢的溶液中，在表面形成皮膜，抑制氢的侵入。另外，Ca与S形成夹杂物，抑制容易成为氢诱发破裂的起点的MnS的生成。

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优异的管线管用焊接钢管，其特征在于，以质量%计，含有C：0.03~0.10%、Si：0.30%以下、Mn：1.00~2.00%、P：0.015%以下、S：0.003%以下、Al：0.080%以下、Nb：0.005~0.035%、Ti：0.005~0.020%，并且，C（%）－0.065Nb（%）为0.025以上，下式表示的Ceq值为0.3以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质形成，并且，金属组织为贝氏体面积分率：60%以上、加工铁素体面积分率：5%以下、岛状马氏体（MA）的面积分率：3%以下、MA的平均粒径：2μm以下且MA的纵横比：5以下。

Ceq＝C（%）＋Mn（%）／6＋｛Cr（%）＋Mo（%）＋V（%）｝／5＋｛Cu（%）＋Ni（%）｝／15。应予说明，上述式中，含量为不可避杂质等级的元素（未添加的元素）按0%计算。

第二发明根据第一发明记载的高压缩强度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%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。应予说明，上述式中，含量为不可避杂质等级的元素（未添加的元素）按0%计算。

第三发明根据第一发明记载的高压缩强度优异的管线管用焊接钢管，其中，以质量%计，还含有选自Cu：0.20~0.40%、Ni：0.05~1.00%、Ca：0.0005~0.0035%以及Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、V：0.10%以下中的1种以上，并且，C（%）－0.065Nb（%）－0.025Mo（%）－0.057V（%）为0.025以上。应予说明，上述式中，含量为不可避杂质等级的元素（未添加的元素）按0%计算。

第四发明涉及一种管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，是第一发明~第三发明中任一项记载的高压缩强度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；所述钢板是如下制造的：将钢板加热到1000~1200℃，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以上的热轧，然后，从（Ar₃－30℃）以上的温度以10℃／秒以上的冷却速度，进行加速冷却至钢板表面温度为350~550℃而制造的。

第五发明涉及一种管线管用焊接钢管的制造方法，其特征在于，是第一发明~第三发明中任一项所述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；所述钢板是如下制造的：将钢板加热到1000~1200℃，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以上的热轧，然后，从（Ar₃－30℃）以上的温度以10℃／秒以上的冷却速度，进行加速冷却至钢板表面温度为250~550℃，然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℃的再加热而制造的。

根据本发明，得到一种具有用于海底管线中时所需要的高强度和优异的韧性且还具有高压缩强度的管线管用焊接钢管。

附图说明

图1是表示表1~3的No.8（钢种F）中使管扩率变化的情况下的压缩强度的图。

图2是表示通过对从与表1~3的No.8（钢种F）同等的钢板切出的圆棒拉伸试件反复施加载荷而求得的与管扩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

以下对用于实施本发明的方式进行说明。首先，对本发明的构成要素的限定理由进行说明。

1.化学成分

首先说明本发明的高压缩强度和耐酸性优异的焊接钢管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以下是指5.0μm以下。另外，MA等的分率2%以下是指2.0%以下。

C：0.03~0.10%

C是对提高通过加速冷却制造的钢板的强度最有效的元素。但是，若低于0.03%，则无法确保充分的强度，超过0.10%时，不仅韧性变差，还促进MA的生成，所以会导致压缩强度的降低。因此，将C量设为0.03~0.10%的范围内。为了得到更高的韧性和压缩强度，优选设为0.03~0.080%的范围内。

Si：0.30%以下

Si是为了去氧而添加的，但0.01%以上时才发挥该效果，若超过0.30%则母材韧性、焊接性变差，并且还促进母材的MA的生成。因此将Si量设为0.30%以下的范围。另外，Si是显著促进CGHAZ（Coarsegrain heat affected zone）、ICCGHAZ（Inter－Critical CGHAZ）等HAZ组织中的MA生成的元素，所以为了确保HAZ韧性，优选更低。HAZ组织的MA除了受到Si的影响之外，还受到各种淬火性元素的影响，一般，母材中越是要确保更高强度，淬火性元素的添加量变得越多，MA越增大。因此，从HAZ韧性确保的观点出发，优选母材的强度越高，添加的Si量越少，在X65（API 5L X65、相当于拉伸屈服强度450MPa）左右的母材强度的情况下，优选设为0.15%以下，在X70（API5L X70，相当于拉伸屈服强度480MPa）左右的母材强度的情况下，优选设为0.09%以下。因此，优选设为0.15%以下。进一步优选为0.01~0.09%。

Mn：1.00~2.00%

Mn是为了提高钢的强度和韧性而添加的，若低于1.00%，则该效果不充分，若超过2.00%，则焊接部的韧性和耐HIC性能变差。因此，将Mn量设为1.00~2.00%的范围。进一步优选为1.30~2.00%。另一方面，Mn有通过抑制HAZ组织中的晶界铁素体的生成来改善韧性的效果，所以为了确保HAZ韧性，优选添加1.5%以上。进一步优选为超过1.50且2.00%以下。

P：0.015%以下

P为不可避免的杂质元素，使钢材的韧性变差。特别是提高焊接热影响部的硬度，所以使焊接热影响部的韧性显著变差。因此，将P量设为0.015%以下。优选设为0.008%以下。

S：0.003%以下

S在钢中为MnS系的夹杂物，作为冲击破坏时的空隙产生起点而起作用，所以成为在夏比冲击试验中的吸收能量下降的原因。因此，将S量设为0.003%以下。要求更高吸收能量的情况下，进一步降低S量较为有效，优选设为0.0015%以下。

Al：0.080%以下

Al作为去氧剂而添加。0.01%以上时发挥该效果，但超过0.080%时因清洁度的降低而使延展性变差。因此，将Al量设为0.080%以下。进一步优选为0.010~0.040%。

Nb：0.005~0.035%

Nb可抑制轧制时的晶粒生长，通过微粒化提高韧性。但是，若Nb量低于0.005%，则没有该效果，若超过0.035%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，导致焊接热影响部韧性的降低。因此，将Nb量设为0.005~0.035%的范围。另外，通过使Nb在板坯再加热时临时固溶而发挥其能力，但Nb添加量变得越大，固溶所需要的板坯加热温度越高。另一方面，为了确保DWTT性能，优选板坯加热温度低，所以在能够确保DWTT性能的板坯加热温度的范围内，即使添加Nb超过0.030%，也不能够充分发挥该效果。因此，进一步优选为0.005~0.030%。

Ti：0.005~0.020%

Ti形成TiN，不仅抑制板坯加热时的晶粒生长，还抑制焊接热影响部的晶粒生长，使母材和焊接热影响部微粒化而提高韧性。但是，若Ti量超过0.005%，则没有该效果，若超过0.020%，则韧性变差。因此，将Ti量设为0.005~0.020%的范围。

C（%）－0.065Nb（%）：0.025以上

本发明通过利用固溶C与位错的相互作用来抑制反应力的产生，从而减少包辛格效应，提高钢管的压缩强度，因此较为重要的是确保有效的固溶C。一般，钢中的C除了作为渗碳体、MA而析出之外，还可与Nb等碳化物形成元素结合而作为碳化物析出，减少固溶C量。此时，Nb含量相对于C含量过多时，Nb碳化物的析出量将变多，无法得到充分的固溶C。

但是，只要C（%）－0.065Nb（%）为0.025以上，就能得到充分的固溶C，所以将C含量与Nb含量的关系式、即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也如同Nb属于形成碳化物的元素，在添加这些元素的情况下，需要在能得到充分的固溶C的范围内进行添加。但是，若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（%）规定在0.025以上。进一步优选为0.028以上。应予说明，含量为不可避杂质等级的元素（未添加的元素）按0%计算。

本发明中除了上述的化学成分之外，作为选择性元素还可以任意添加以下的元素。

Cu：0.50%以下

Cu是对韧性的改善和强度的提高较有效的元素。0.10%以上时发挥该效果，但添加超过0.50%时，焊接性变差。因此，在添加Cu的情况下，设为0.50%以下。

另外，若使钢置于含硫化氢的溶液中，则氢原子从其表面侵入，在内部变成氢气，因其内压产生氢诱发破裂。若在钢中含有Cu，则在含硫化氢的溶液中在其表面形成Cu皮膜，氢侵入量变少，其结果，提高耐酸性能。其效果在Cu的含量为0.20%以上的情况下发挥作用，但含有超过0.40%时效果会饱和，所以在需要更好的耐酸性能的效果的情况下，将Cu的含量规定为0.20~0.40%。

Ni：1.00%以下

Ni是对韧性的改善和强度的提高有效的元素。0.10%以上时发挥该效果，但添加超过1.00%时，焊接部的韧性变差。因此，在添加Ni的情况下设为1.00%以下。

另外，在添加Cu的情况下，为了防止加热破裂，有效的是同时含有Ni。为了抑制该破裂，需要至少含有0.05%。因此，特别是防止加热破裂的情况下，优选为Ni：0.05~1.00%。进一步优选为0.80%以下。

Cr：0.50%以下

Cr是通过提高淬火性对强度的提高有效的元素。0.10%以上时发挥该效果，但添加超过0.50%时，焊接部的韧性变差。因此，在添加Cr的情况下设为0.50%以下。进一步优选为0.30%以下。

Mo：0.50%以下

Mo是对韧性的改善和强度的提高有效的元素。0.05%以上时发挥该效果，但添加超过0.50%时，焊接部的韧性变差。因此，在添加Mo的情况下设为0.50%以下。进一步优选为0.30%以下。

V：0.10%以下

V是不使韧性变差就可提高强度的元素。0.010%以上时发挥该效果，但添加超过0.10%时，如同Nb作为碳化物析出，减少固溶C，所以在添加V的情况下设为0.10%以下。进一步优选为0.060%以下。

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，并且提高耐酸性能有效的元素，但若低于0.0005%则没有该效果，添加超过0.0035%则效果会饱和，因清洁度的降低使韧性变差。因此，在添加Ca的情况下设为0.0005~0.0035%的范围。进一步优选为0.0015~0.0035%。

Ceq值：0.3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变得越高。若Ceq值低于0.30，则在超过20mm的厚壁钢管中无法确保充分的强度，所以将Ceq值设为0.30以上。另外，在超过30mm的壁厚钢管中为了充分确保强度，优选将其设为0.36以上。应予说明，Ceq越高，低温破裂感受性越增强，有助于焊接破裂，为了即使在敷设船上等严酷的环境下也不用预加热就进行焊接，将上限设为0.42。

应予说明，含量为不可避免的杂质等级的元素（未添加的元素）按0%计算。

应予说明，本发明钢的剩余部分实际上为Fe，只要不损害本发明的效果的范围可以含有上述以外的元素及不可避免的杂质。应予说明，作为不可避免的杂质而含有的N，与Ti结合，作为TiN在钢中析出，通过钉扎效应（pining effect）有助于防止板坯加热时（slab heating）、焊接热影响部组织的粗大化，所以特别要求焊接热影响部高韧性的情况下，优选将其含量设为0.0020~0.0060%的范围。

2.金属组织

以下说明本发明中的金属组织的限定理由。以下，金属组织和MA的分率均指面积分率。另外，对于金属组织，可以通过以下的方式进行各金属组织的特定：从钢管的内面侧的板厚1／4的位置采取样品，研磨后进行利用硝酸蚀刻液的蚀刻，利用光学显微镜观察。进而，使用以200倍拍摄的照片3~5张利用图像解析对贝氏体、铁素体、加工铁素体等分别求出金属组织的面积分率。

贝氏体面积分率：60%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，抑制变形时在组织内部产生的局部位错的集聚。因此，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60%以上。在需要更高压缩强度的情况下，优选将贝氏体分率设为80%以上。

加工铁素体面积分率：5%以下

铁素体相由于轧制成为接受了加工的加工铁素体时，可动位错增加，在铁素体／贝氏体界面中位错集聚也变多，所以促进因反应力引起的压缩强度的降低。但是，如果加工铁素体分率为5%以下，则其影响小，不产生压缩强度的降低，所以将加工铁素体的分率规定为5%以下。铁素体相和加工铁素体可通过组织观察进行辨别。例如，如后述那样，将在铁素体粒的内部可观察到变形带（deformation band）的晶粒作为加工铁素体求出其面积分率。

岛状马氏体（MA）的面积分率：3%以下

岛状马氏体（MA）是非常硬质的相，在变形时促进局部的位错的集聚，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，MA的分率为3%以下时，其影响小，也不产生压缩强度的降低，所以将岛状马氏体（MA）的分率规定为3%以下。MA的分率可通过以下方式求得：在硝酸蚀刻液蚀刻后进行电解蚀刻（2阶段蚀刻），其后，进行利用扫描式电子显微镜（SEM）的观察，求出面积分率。

MA的平均粒径：2μm以下

如上述那样，MA促进变形时的局部的位错的集聚，MA的尺寸越大，越促进局部的应变集，产生大的反应力，导致压缩强度的降低。但是，如果MA的平均粒径为2μm以下，则局部的应变集中分散，所以应变集中量变少，进一步抑制包辛格效应的产生。因此，将MA的平均粒径规定为2μm以下。优选设为1μm以下。此处，平均粒径是指通过图像解析得到的当量圆直径。

MA的纵横比：5以下

MA具有纵横比大的伸长的形状的情况下，在其前端部会引起局部的应变集中，使压缩强度降低。但是，如果MA的纵横比为5以下，则其影响小，所以将MA的纵横比规定为5以下。此处，由以1000倍拍摄的照片通过图像解析求出MA的面积分率、平均粒径和纵横比。应予说明，纵横比是用各个MA的长边（或最大长度部）除以与其交叉90度方向的最大边（或最大长度部）得到的值的平均值。欲将MA的纵横比设为5以下时，需要限定上述的化学成分和后述的制造条件。特别是需要限定化学成分中的有促进MA生成作用的C和Si的含量，制造条件中需要管理因未再结晶范围内的压下引起的组织微细化、加速冷却停止温度的下限温度。

作为本发明的钢管的金属组织，通过具有上述的特征而得到高压缩强度，而对于上述以外的渗碳体、珠光体、马氏体等组织而言，如果它们的分率的合计为5%以下，则没有任何不良影响，所以可以含有。

一般，应用加速冷却制造的钢板的金属组织在钢板的板厚方向有时不同。受到外压的钢管的塌陷是因在周长小的钢管内面侧先产生塑性变形而引起的，所以作为压缩强度，钢管的内面侧的特性较重要，一般压缩试件是从钢管的内面侧采取。

3.制造条件

本发明的第4发明是将含有上述化学成分的钢板坯加热进行热轧后，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。应予说明，以下的温度只要没有特别记载均为钢板的表面温度。

板坯加热温度：1000~1200℃

若板坯加热温度低于1000℃，则不能得到充分的拉伸强度和压缩强度，若超过1200℃，则韧性、DWTT特性变差。因此，将板坯加热温度设为1000~1200℃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。并且，通过轧制使组织微细化，能够使作为第2相生成的MA微细地分散。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。应予说明，压下率是在多个轧道进行轧制的情况下为累积的压下率。另外，未再结晶温度范围根据Nb、Ti等的合金元素而变化，但对于本发明的Nb和Ti添加量，设为950℃以下即可。

轧制结束温度：Ar₃以上

为了抑制因包辛格效应引起的强度降低，需要将金属组织制成贝氏体分率为60%的组织，抑制铁素体相过度的生成。并且，轧制铁素体相成为加工铁素体，则可动位错增加，促进因位错集聚引起的反应力的产生，导致压缩强度的降低。因此，将热轧设为作为铁素体生成温度的Ar₃温度以上。应予说明，轧制结束温度的上限没有特别规定，但为了确保DWTT性能等低温韧性，优选低。因此，更优选为Ar₃~820℃。进一步优选为Ar₃~800℃。

应予说明，Ar₃温度根据钢的合金成分而变化，所以可以根据实验对各种钢测定变态温度而求得，也可以由成分通过下式（1）而求得。

Ar₃（℃）＝910－310C（%）－80Mn（%）－20Cu（%）－15Cr（%）－55Ni（%）－80Mo（%）－－－－－（1）

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：（Ar₃－30℃）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，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的重要的工艺，通过以高冷却速度进行冷却，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拉伸强度和压缩强度，还产生C的扩散，所以引起C向未变态奥氏体（non－transformedaustenite）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，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，MA的生成受到抑制。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：350~550℃

通过加速冷却进行贝氏体变态而得到需要的拉伸强度和压缩强度，但如果冷却停止时的温度超过550℃，则贝氏体变态不充分，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冷中引起C向未变态奥氏体浓缩，促进MA的生成。另一方面，若冷却停止时的钢板平均温度低于350℃，则不仅产生贝氏体变态，还产生马氏体变态，生成伸长的MA，所以不优选。因此，将冷却停止时的温度设为350~550℃的范围。

本发明的第5发明是对加速冷却后的钢板进行再加热处理，以下，主要说明属于与第4发明不同的条件的再加热条件的限定理由。

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较，表层部冷却至更低的温度。因此，在钢板表层部易生成MA。这样的硬质相促进包辛格效应，所以在加速冷却后可通过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的分解不充分，另外，超过720℃时，钢板中央部的加热温度也上升，引起大幅的强度下降。因此，在加速冷却后以MA的分解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。

钢板表面温度的测定可根据常用方法使用公知的温度计进行。

钢板中心温度：低于550℃

通过加速冷却后的再加热，可分解表层部的MA，得到高压缩强度，但钢板中央部的加热温度变成550℃以上时，会引起渗碳体的凝聚粗大化，DWTT性能变差，因此，将加速冷却后的再加热的钢板中心温度设为低于550℃。

此处，再加热时的钢板中心温度可由表面温度利用热传导解析而求得。另外，加热中，钢板表面的温度变得比钢板内部高，但加热结束后，表层部与中心部的温度差立即变小，所以可将此时的表面温度作为钢板中心温度而处理。

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的表层部高效加热的感应加热，但并不限于此，还可使用热处理炉。为了得到再加热引起的效果，加热到比冷却停止时的温度要高的温度较为有效，所以优选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。

冷却停止温度：250~550℃

在加速冷却后实施再加热的情况下，即使因加速冷却生成MA也使其无害化，所以可将加速冷却停止温度设为钢板表面温度250~550℃。此处，将加速冷却停止温度的下限设为250℃是由于若加速冷却停止温度低于250℃，则MA的生成量变得过多，即使在其后进行再加热也难以将MA的分率控制为3%以下。

根据本发明的第5发明，使用通过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℃的再加热而制造的钢板来制造钢管，所以与第4发明相比较，可得到高压缩强度。

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，就可为为任意方法，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1是表示在表1~3的No.8（钢种F）中使管扩率变化的情况下的压缩强度的图。如图1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，可观察到显著的压缩强度的改善效果的理由是因为如图2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2是表示通过对从与表1~3的No.8（钢种F）相同的钢板切出的圆棒拉伸试件反复施加载荷而求得的与管扩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~N）形成为板坯（slab），使用其制造板厚22mm~34mm的厚钢板（No.1~24）。将钢板的制造条件示于表2。在制造钢板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为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工艺制造各种外径的钢管。钢管制造时的扩管率也示于表2。

如以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的屈服强度（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（shear area transition temperature）而求得。对于管厚为30mm以上的情况，DWTT试验利用厚度19mm的减厚试件进行试验。焊接部韧性是从缝焊部的外表面热影响部采取夏比冲击试件，在－30℃下实施3个夏比试验时的平均吸收能量。金属组织是从钢管的内面侧的板厚1／4的位置采取样品，在研磨后进行利用硝酸蚀刻液（nital）的蚀刻（etching）用光学显微镜进行观察。进而，使用以200倍拍摄的照片5张，通过图像解析（image analysis）求得贝氏体分率。存在铁素体相的情况下，将在铁素体粒的内部可观察到变形带的晶粒作为加工铁素体求出其面积分率。MA的观察是通过以下的方式：在硝酸蚀刻液蚀刻后进行电解蚀刻（electrolytic etching）（2阶段蚀刻（two－step etching）），其后进行利用扫描式电子显微镜（SEM）的观察。进而，由以1000倍拍摄的照片利用图像解析求出MA的面积分率、平均粒径以及纵横比。

对No.20、21、22进行HIC试验（氢诱发破裂试验）。在将硫化氢（H2S）饱和的pH约为5的人工海水中浸渍试件96小时后，利用超声波探伤（ultrasonic inspection）调查试件的整个面上是否有破裂，用破裂面积率（crack area ratio）（CAR）评价其性能。从各钢管取三个试件供给HIC试验，将各个试件的破裂面积率中的最大值作为代表其钢管的破裂面积率。

将钢管的机械特性示于表3。本发明例的No.1~8、20~24中，化学成分、制造方法以及微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（－20℃以下）和焊接部韧性（100J以上）也良好。另外，No.20、21、22，在HIC试验中具有破裂面积率1%以下这样的优异的耐酸性能。

另一方面，No.9~14的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特性或焊接部韧性较差。No.15~19的化学成分在本发明外，所以强度、焊接部韧性变差，或压缩强度不足。

工业上的可利用性

根据本发明，可得到具有高压缩强度且还具有优异的DWTT特性和焊接部韧性的厚壁的钢管，能够用于要求高抗塌陷性能的深海用管线管中。并且，能够制造还具有优异的耐酸性能的钢管。

表1

表2－1

表2－2

表3－1

表3－2

Claims

1.一种管线管用焊接钢管，其特征在于，以质量%计，含有C：0.03~0.10%、Si：0.30%以下、Mn：1.00~2.00%、P：0.015%以下、S：0.003%以下、Al：0.080%以下、Nb：0.005~0.035%、Ti：0.005~0.020%，并且，C（%）－0.065Nb（%）为0.025以上，下式表示的Ceq值为0.3以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质形成，

Ceq＝C（%）＋Mn（%）／6＋｛Cr（%）＋Mo（%）＋V（%）｝／5＋｛Cu（%）＋Ni（%）｝／15，

并且，金属组织为贝氏体面积分率：60%以上、加工铁素体面积分率：5%以下、岛状马氏体MA的面积分率：3%以下、MA的平均粒径：2μm以下且MA的纵横比：5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%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.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：0.20~0.40%、Ni：0.05~1.00%、Ca：0.0005~0.0035%以及Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、V：0.10%以下中的1种以上，并且C（%）－0.065Nb（%）－0.025Mo（%）－0.057V（%）为0.025以上。

4.一种管线管用焊接钢管的制造方法，是权利要求1~3中任一项所述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；所述钢板是如下制造的：将钢板加热到1000~1200℃，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以上的热轧，然后，从（Ar₃－30℃）以上的温度以10℃／秒以上的冷却速度，进行加速冷却至钢板表面温度为350~550℃而制造的。

5.一种管线管用焊接钢管的制造方法，是权利要求1~3中任一项所述的管线管用焊接钢管的制造方法，

使用钢板，利用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：将钢板加热到1000~1200℃，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以上的热轧，然后，从（Ar₃－30℃）以上的温度以10℃／秒以上的冷却速度，进行加速冷却至钢板表面温度为250~550℃，然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℃的再加热而制造的。