CN104024461A - 抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管和其所使用的高强度管道用钢板、以及它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种即使壁厚与外径之比为0.035以上也能够防止在钢管表层产生裂纹的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，具有规定的成分组成，从表背两个板面的最表面至5mm的深度处的表层区域的最高硬度为300Hv以下，从表背两个板面的最表面至5mm的深度处的表层区域的多边形铁素体和长宽比为3以上的加工铁素体的总分率为0.1～20％。

Description

抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管和其所使用的高强度管道用钢板、以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及最适合于石油、天然气等的输送用管道等用途的抗氢诱发裂纹性(以下称作“抗HIC性”)优良的API标准X60～X80(TS＝500～650MPa)的管道用钢管和其所使用的管道用钢板。
背景技术
有湿润硫化氢(H2S)气体的环境(以下称作“酸性环境”)存在于石油、天然气的挖掘、生产、输送过程中，因此所使用的钢管会暴露于酸性环境中。石油、天然气等的输送用管道如果暴露于酸性环境中，则使人担心会产生氢诱发裂纹(以下称作“HIC”)。这是因为在酸性环境中，氢容易从表面渗透到钢中的缘故。
HIC是由特别是在钢的中心偏析部存在的延伸化(伸长)了的MnS和聚集的Ti或Nb的碳氮化物或氧化物聚集带中的氧化物系夹杂物等在钢中的缺陷的周围聚集的氢引起的。
在酸性环境下，渗透到钢中的氢在缺陷的周围聚集而形成气体，如果由其压力产生的应力强度因子(KI)超过含有氢的钢的应力强度因子(KIH)，则产生HIC。进而，如果将钢的中心偏析部、夹杂物的周边等进行硬化，则HIC变得容易传播。因此，一直以来，对于酸性环境下所使用的管道，为了改善抗HIC性，提出了下述方案等各种方案：抑制延伸化了的MnS的生成、Ti、Nb的碳氮化物的聚集和氧化物的聚集，以及抑制中心偏析的硬化相的形成。
在专利文献1～3中，公开了通过抑制Mn向钢板中心的偏析来改善抗HIC性的方法。在专利文献1中，提出了一种抑制了偏析部的Mn含量与钢中的平均Mn含量之比的钢板。在专利文献2和3中，公开了一种除了限定Mn偏析点的大小之外还限定了偏析部的P浓度、进而有效利用了Ca的高强度管道。
在专利文献4中，公开了一种除了Mn的偏析之外还着眼于Nb的偏析的抗HIC性优良的热轧钢板。在专利文献5、6中，公开了通过抑制Ti、Nb的碳化物、氮化物等夹杂物来改善抗HIC性的方法。
在专利文献7、8中，公开了通过抑制Mn、Nb、Ti的偏析、进而将中心偏析部的最高硬度设定为300Hv以下来防止HIC发生的钢管。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-220577号公报
专利文献2：日本特开平6-256894号公报
专利文献3：日本特开平6-271974号公报
专利文献4：日本特开2002-363689号公报
专利文献5：日本特开2006-63351号公报
专利文献6：日本特开2008-7841号公报
专利文献7：日本特开2010-209460号公报
专利文献8：日本特开2010-209461号公报
发明内容
本发明所要解决的问题
如前所述，以往，有关Mn偏析的抑制以及利用了Ca的MnS的形态控制的开发一直在活跃地进行。但是，仅仅控制(偏析部的最大Mn含量)/(钢中的平均Mn含量)和Mn偏析点的大小，还难以完全防止HIC，因此，需要更严格地控制。
另外，即使消除Mn的偏析，Nb的偏析也会成为问题。关于Nb的偏析，也是仅仅进行(偏析部的最大Nb含量)/(钢中的平均Nb含量)的控制还不充分，需要更严格地控制。另外，即使控制了Nb-Ti-C-N系的夹杂物的长度以及(Ti、Nb)(C、N)系夹杂物的面密度和长度，仅仅这样还是难以可靠地防止HIC发生。
另外，近年来，对于管道来说，横贯深海的工程计划有很多，为了避免钢管被压破，要求壁厚(t)与外径(D)之比(t/D)极高的钢管(t/D≥0.035)。在高t/D钢管的制造中，从钢板向钢管成型时，成型形变大多施加于钢管的内外表面，在钢管的内外表面附近生成夹杂物。在酸性环境等中，如果在钢管的内外表面附近存在夹杂物，则会多发HIC。因此，制造能够在酸性环境下使用的高t/D钢管是困难的。
本发明是鉴于以上的实际情况而完成的，其所要解决的问题是提供对于横贯深海的管道等中使用的钢管来说最适合的t/D极高、钢管整体具有优良的抗HIC性、并且可防止钢板的表层的HIC的管道用钢管和其所使用的管道钢板。
解决问题的手段
本发明者们对于获得一种即使t/D高、钢管的内外表面附近也具有优良的抗HIC性、并且能够防止表层的HIC的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管和其所使用的钢板的条件进行了深入研究。
为了实现即使t/D高、钢管的内外表面附近也具有优良的抗HIC性、并且能够防止表层的HIC，不仅需要如以往的管道用钢管那样降低中心偏析部的硬度，还需要降低表层区域的硬度。一般来说，表层区域的冷却速度快，容易变硬。本发明者们发现，通过将钢板轧制后的冷却条件最优化，能够将以往350Hv左右的钢板的表层区域的硬度降低至300Hv以下，其结果是，即使是高t/D的钢管，也能够抑制由内外表面附近的夹杂物所引起的HIC的发生，能够获得钢管的内外表面附近具有优良的抗HIC性的钢管。本发明是根据上述的认识而完成的，其要旨如下所述。
(1)一种抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，成为母材的钢板以质量％计含有：C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～1.8％、Nb：0.001～0.10％、Ca：0.0005～0.0050％、N：0.0010～0.0060％、O：0.0001～0.0035％，并且，P被限制为0.01％以下、S被限制为0.0020％以下、Al被限制为0.030％以下、Ti被限制为0.030％以下，S、Ca的含量满足S/Ca<0.5，剩余部分是Fe和不可避免的杂质，最大Mn偏析度：2.0以下、Nb偏析度：4.0以下、Ti偏析度：4.0以下、中心偏析部的未压焊部的长度：0.1mm以下、中心偏析部的最高硬度：300Hv以下、从表背两个板面的最表面至5mm的深度处的表层区域的最高硬度：300Hv以下、从表背两个板面的最表面至5mm的深度处的表层区域的多边形铁素体和长宽比为3以上的加工铁素体的总分率：0.1～20％，钢板的厚度t[mm]和造管后的钢管的外径D[mm]满足：t≥25、t/D≥0.035。
(2)根据上述(1)所述的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，所述钢板以质量％计进一步含有：Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～1.0％、Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.60％、W：0.01～1.0％、V：0.01～0.10％、Zr：0.0001～0.050％、Ta：0.0001～0.050％、B：0.0001～0.0020％、REM：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、Y：0.0001～0.005％、Hf：0.0001～0.005％和Re：0.0001～0.005％中的1种或2种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，在从表背两个板面的最表面至5mm的深度处的表层区域，不存在长宽比为3以上的加工铁素体。
(4)上述(1)或(2)所述的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管所使用的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢板。
(5)上述(3)所述的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管所使用的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢板。
(6)一种抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢板的制造方法，其特征在于，包含下述工序：熔炼钢水的工序，所述钢水以质量％计含有：C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～1.8％、Nb：0.001～0.10％、Ca：0.0005～0.0050％、N：0.0010～0.0060％、O：0.0001～0.0035％，并且，P被限制为0.01％以下、S被限制为0.0020％以下、Al被限制为0.030％以下、Ti被限制为0.030％以下，S、Ca的含量满足S/Ca<0.5，2次精炼后的氢的含量为2.5ppm以下，剩余部分是Fe和不可避免的杂质；通过连续铸造将所述钢水制成钢坯的工序；将所述钢坯加热至1000℃以上的工序；将加热的钢坯进行再结晶温度范围的压下比为2以上、未再结晶温度范围的压下比为3以上的热轧来得到钢板的工序；以及将所述钢板从750℃以上的温度冷却至400～600℃的冷却工序，所述冷却工序包含2次以上的使所述钢板的温度上升的回热处理，在所述回热处理中，第1次回热处理的开始温度为300℃以上，并且，所有的回热处理的结束温度都低于750℃。
(7)根据上述(6)所述的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢板的制造方法，其特征在于，所述钢水以质量％计进一步含有：Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～1.0％、Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.60％、W：0.01～1.0％、V：0.01～0.10％、Zr：0.0001～0.050％、Ta：0.0001～0.050％、B：0.0001～0.0020％、REM：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、Y：0.0001～0.005％、Hf：0.0001～0.005％和Re：0.0001～0.005％中的1种或2种以上。
(8)一种抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管的制造方法，其是由用上述(6)或(7)所述的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢板的制造方法得到的钢板来制造钢管的方法，其特征在于，包含下述工序：将所述钢板成型为管状的工序；以及将对接部进行焊接的工序，钢板的厚度t[mm]和造管后的钢管的外径D[mm]满足：t≥25、t/D≥0.035。
发明效果
本发明的高强度管道用钢管和高强度管道用钢板中，Mn、Nb、Ti的偏析较少，并且中心偏析部的未压焊部的长度和最高硬度得到抑制，而且表层区域的硬度也得到了抑制。其结果是，抗HIC性可靠且充分地优良，作为在酸性环境下使用的管道的原材料是极其优良的。
附图说明
图1是表示S与Ca的含量之比S/Ca与HIC试验中的HIC的长度率(CLR)的关系的图。
图2是表示多边形铁素体和加工铁素体的总面积率与HIC试验中的HIC的面积率的关系的图。
图3A是表示本发明的制造方法中的钢板的冷却模式的一个例子的图。
图3B是表示本发明的制造方法中的钢板的冷却模式的另一个例子的图。
图3C是表示以往的制造方法中的钢板的冷却模式的一个例子的图。
图4A是本发明的管道用钢管的表层组织的SEM图像。
图4B是表示本发明的管道用钢管的表层组织的高度分布的图。
图5A是以往的管道用钢管的表层组织的SEM图像。
图5B是表示以往的管道用钢管的表层组织的硬度分布的图。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
关于本发明的管道用钢管，钢板的厚度t[mm]和造管后的钢管的外径D[mm]满足t≥25、t/D≥0.035，并且将Mn、Nb、Ti的偏析度、中心偏析部的未压焊部的长度和最高硬度、从表背两个板面的最表面至5mm的深度处的表层区域的最高硬度和组织进行了适当的规定。
首先，对本发明的钢管和钢板中使用的钢母材的成分组成的限定理由进行说明。以下，“％”全部表示质量％。
C：0.02～0.08％
C是提高钢的强度的元素，0.02％以上的添加量是必要的。如果C量超过0.08％，则会促进碳化物的生成而损害抗HIC性。为了确保更优良的抗HIC性，抑制焊接性、韧性的下降，优选将C量设定为0.06％以下。
Si：0.01～0.5％
Si是脱氧元素，0.01％以上的添加量是必要的。如果Si量超过0.5％，则焊接热影响部(HAZ)的韧性下降。
Mn：0.8～1.8％
Mn是提高强度和韧性的元素，0.8％以上的添加量是必要的。如果Mn量超过1.8％，则抗HIC下降。为了进一步抑制HIC，优选将Mn量设定为1.6％以下。
Nb：0.001～0.10％
Nb是形成碳化物、氮化物、轧制时促进钢板的细粒化、有助于强度提高的元素。为了获得其效果，需要添加0.0001％以上的Nb。如果过剩地添加Nb，则最大Nb偏析度增加，导致Nb的碳氮化物的聚集，抗HIC性下降，所以将Nb量的上限设定为0.10％。在更加重视抗HIC性的情况下，Nb量优选为0.05％以下。
Ca：0.0005～0.0050％
Ca是生成硫化物CaS、抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成、显著有助于改善抗HIC性的元素。Ca的添加量低于0.0005％时，无法得到效果。如果Ca的添加量超过0.0050％，则氧化物聚集，损害抗HIC性。
N：0.0010～0.0060％
N是形成TiN、NbN等氮化物的元素。为了利用氮化物来使加热时的奥氏体粒径变微细，需要将N量的添加量设定为0.0010％以上。如果N的含量超过0.0060％，则Ti和Nb的碳氮化物变得容易聚集，损害抗HIC性。在要求韧性的情况下，为了抑制TiN的粗大化，优选将N量设定为0.0035％以下。
O：0.0001～0.0035％
O是杂质，为了抑制氧化物的聚集，提高抗HIC性，要将O量限制为0.0035％以下。为了抑制氧化物的生成，提高母材和HAZ韧性，优选将O量设定为0.0035％以下，更优选为0.0020％以下。O量越少越优选，但要设定为低于0.0001％，精炼时间就会变长，成本增加，所以将下限设定为0.0001％。
P：0.01％以下
P是杂质，如果含量超过0.01％，则会损害抗HIC性，而且，HAZ的韧性下降。因此，将P的含量限制为0.01％以下。
S：0.020％以下
S是在热轧时生成沿轧制方向延伸的MnS、使抗HIC性下降的元素。本发明中，需要将S量降低至0.0020％以下。为了提高抗HIC特性，优选将S量设定为0.0010％以下。S量越少越优选，但要设定为低于0.0001％是困难的，从制造成本的观点看，优选将下限设定为0.0001％以上。
Al：0.030％以下
Al是脱氧元素，但如果添加量超过0.030％，则会生成Al氧化物的聚集簇状物。特别是在要求良好的韧性的情况下，优选将Al量设定为0.017％以下。Al量的下限值没有特别限定，但为了降低钢水中的氧量，优选添加0.0005％以上的Al。
Ti：0.030％以下
Ti通常是作为脱氧剂或氮化物形成元素而被利用于晶粒的细粒化的元素，但也是通过碳氮化物的形成而降低抗HIC性和韧性的元素。因此，Ti的含量限制为0.030％以下。
S/Ca<0.5
本发明中，通过添加Ca来形成CaS从而实现S的固定、抑制MnS的生成。为了获得优良的抗HIC性，还需要适当地限制S/Ca的比值。图1表示0.04％C-1.25％Mn钢的HIC试验中的CLR(HIC的长度率)与S/Ca的关系。如图1所示，如果S/Ca的比达到0.5以上，则会发生HIC。这是因为如果S/Ca的比达到0.5以上，则生成MnS，轧制时形成延伸化了的MnS，其结果是抗HIC性劣化。因此，S/Ca的比需要设定为低于0.5。
此外，本发明的管道用钢管、管道用钢板中，根据需要，还可以添加选自Ni、Cu、Cr、Mo、W、V、Zr、Ta和B中的1种或2种以上的元素作为改善强度和韧性的元素。这些任选的添加元素的添加量的限定理由如下所述。
Ni：0.01～2.0％
Ni是对韧性和强度的改善有效的元素，为了获得其效果，0.01％以上的添加量是必要的。如果Ni的添加量超过2.0％，则抗HIC性和焊接性下降。
Cu：0.01～1.0％
Cu是不会降低韧性而对强度提高有效的元素，为了获得其效果，0.01％以上的添加量是必要的。如果Cu的添加量超过1.0％，则钢坯加热时或焊接时变得容易发生断裂。
Cr：0.01～1.0％
Cr是通过析出强化而提高钢的强度的元素，为了获得其效果，0.01％以上的添加量是必要的。如果Cr的添加量超过1.0％，则淬透性上升，产生贝氏体组织，其结果是，抗HIC性、韧性下降。
Mo：0.01～0.60％
Mo是在提高淬透性的同时、形成碳氮化物并改善强度的元素，为了获得其效果，0.01％以上的添加量是必要的。如果Mo的添加量超过0.60％，则成本上升。如果钢的强度过度上升，则抗HIC性和韧性有可能下降，所以优选的Mo的添加量为0.20％以下。
W：0.01～1.0％
W是对强度提高有效的元素，为了获得其效果，0.01％以上的添加量是必要的。如果W的添加量超过1.0％，则韧性有可能下降。
Zr：0.0001～0.050％
Zr是与V同样地形成碳化物、氮化物而有助于强度提高的元素，为了获得其效果，0.0001％以上的添加量是必要的。如果Zr的添加量超过0.050％，则韧性有可能下降。
Ta：0.0001～0.050％
Ta也是与V同样地形成碳化物、氮化物而有助于强度提高的元素，为了获得其效果，0.0001％以上的添加量是必要的。如果Ta的添加量超过0.050％，则韧性有可能下降。
B：0.0001～0.0020％
B是偏析于钢的晶界而显著有助于淬透性提高的元素。为了获得其效果，0.0001％以上的B的添加是必要的。因为B是生成BN、降低固溶N、也有助于焊接热影响部的韧性提高的元素，所以优选0.0005％以上的添加量。如果B的添加量超过0.0020％，则向晶界的偏析变得过剩，韧性有可能下降。
进而，在本发明的管道用钢管、管道用钢板中，为了控制氧化物或硫化物等夹杂物，根据需要还可以添加选自REM(稀土类元素)、Mg、Y、Hf和Re中的1种或2种以上。这些任选的添加元素的添加量的限定理由如下所述。
REM(稀土类元素)：0.0001～0.01％
REM是作为脱氧剂和脱硫剂而添加的元素，为了获得其效果，0.0001％以上的添加量是必要的。如果REM的添加量超过0.010％，则生成粗大的氧化物，抗HIC性、母材和HAZ的韧性有可能下降。
Mg：0.0001～0.01％
Mg是作为脱氧剂和脱硫剂而添加的元素，特别是生成微细的氧化物，也有助于HAZ韧性的提高。为了获得其效果，需要添加0.0001％以上的Mg。如果Mg的添加量超过0.010％，则氧化物变得容易凝聚、粗大化，抗HIC性、母材和HAZ的韧性有可能下降。
Y：0.0001～0.005％
Y与Ca同样，是生成硫化物、抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成、有助于抗HIC性提高的元素。为了获得上述效果，需要添加Y为0.0001％以上。如果Y的添加量超过0.005％，则氧化物增加，会发生凝聚、粗大化，有损抗HIC性。
Hf：0.0001～0.005％
Hf也与Ca同样，是生成硫化物、抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成，有助于抗HIC性提高的元素。为了获得上述效果，优选添加Hf为0.0001％以上。另一方面，如果Hf的量超过0.005％，则氧化物增加，会发生凝聚、粗大化，有损抗HIC性。
Re：0.0001～0.005％
Re也与Ca同样，是生成硫化物，抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成，有助于抗HIC性的提高的元素。为了获得上述效果，需要添加Re为0.0001％以上。如果Re的添加量超过0.005％，则氧化物增加，会发生凝聚、粗大化，有损抗HIC性。
以上各元素的剩余部分是Fe和不可避免的杂质。此外，关于上述的Ni、Cu、Cr、Mo、W、V、Zr、Ta和B，均是作为杂质允许含有低于上述的下限值的微量。另外，有关REM、Mg、Y、Hf和Re，也是作为杂质允许含有低于各个下限值的极微量。
下面，对本发明的管道用钢管和钢板的组织进行说明。
[最大Mn偏析度：2.0以下、Nb偏析度：4.0以下、Ti偏析度：4.0以下]
HIC是由存在于钢的中心偏析部的延伸化了的MnS、聚集的Ti和Nb的碳氮化物等的周围聚集的氢所引起的。
为了抑制延伸化了的粗大MnS，需要将钢板和钢管的最大Mn偏析度设定为2.0以下。进而，通过抑制聚集的Ti、Nb的碳氮化物，可以显著防止管道用钢管和管道用钢板的HIC发生。
为了抑制Ti、Nb的碳氮化物的聚集，将N量设定为0.0050％以下、C量设定为0.06％以下，并且将Nb和Ti的最大偏析度分别设定为4.0以下即可。
最大Mn偏析度是指，钢板的板厚方向的Mn浓度分布、钢管的管壁的壁厚方向的Mn浓度分布中的相对于平均Mn量而言的中心偏析部的最大Mn量。同样，Nb偏析度和Ti偏析度是指，钢板的板厚方向的Nb、Ti的浓度分布、钢管的管壁的壁厚方向的Nb、Ti的浓度分布中的相对于平均Nb量(Ti量)而言的中心偏析部的平均化的最大Nb量(Ti量)。
最大Mn偏析度可以通过使用EPMA(电子探针显微分析仪；ElectronProbe Micro Analyzer)或能够对由EPMA得到的测定结果进行图像处理的CMA(计算机辅助显微分析仪；Computer Aided Micro Analyzer)来测定钢板和钢管的Mn浓度分布来求出。测定对象设定为HIC试验片(20mm宽×20mm厚×100mm长)，将该HIC试验片的20mm宽(试验片宽)×20mm厚(HIC试验片厚)设定为测定区域。关于Nb偏析度和Ti偏析度，也是同样地用EPMA或CMA测定相同的区域，分别测定Nb浓度分布和Ti浓度分布即可。EPMA(或CMA)的探针直径设定为2μm。
最大Mn偏析度是按照如下方法定义：使用EPMA，以50μm的光束直径，在板厚方向和板宽方向上以等间隔的方式测定20mm宽(HIC试验片宽)×20mm厚(HIC试验片厚)的测定区域的Mn浓度，从而测定Mn浓度分布，将测定的Mn浓度分布中的平均值作为平均Mn浓度。然后，对于包括Mn量最浓化的部位在内的1mm(宽)×1mm(厚)的区域，将光束直径变更为2μm，在板厚方向和板宽方向上以等间隔的方式测定50点×50点的Mn浓度，从分布中求出最大Mn浓度。然后，将以2μm的光束直径得到的最大Mn浓度与以50μm的光束直径得到的平均Mn浓度之比定义为最大Mn偏析度。
Nb偏析度、Ti偏析度也同样地按照下述方法求出：使用EPMA，以50μm的光束直径测定20mm宽(HIC试验片宽)×20mm厚(HIC试验片厚)的测定区域的Nb、Ti的在板厚方向上的浓度分布，然后对Nb、Ti量最浓化的部位再以2μm的光束直径测定1mm(宽)×1mm(厚)的区域的Nb、Ti的浓度。
如果Nb、Ti的碳氮化物等夹杂物存在，则偏析度在表观上有可能变大，当存在夹杂物时，可以在Nb、Ti的浓度分布中作为峰急剧立起的区域来判别，所以除去该区域的测定值来求出各偏析度。
下面，对抑制最大Mn偏析度、Nb偏析度和Ti偏析度的具体方法进行说明。
为了抑制Mn、Nb和Ti的偏析，连续铸造中的最终凝固时的轻压下(softreduction)是最适合的。最终凝固时的轻压下是为了消除铸造的冷却不均匀所引起的凝固部与未凝固部的混杂而实施的。由此，可以消除伴随凝固收缩而产生的空隙，抑制未凝固部的钢水流动，使钢坯均匀地凝固。
另外，如果在宽度方向上产生了不均匀的凝固后施加轻压下，则因为凝固部的变形阻力大而不能抑制未凝固部的钢水流动。因此，为了避免发生这种W型的凝固，优选的是，一边根据铸坯的最终凝固位置的中心固相率的宽度方向的分布来控制压下量，一边实施轻压下。由此，即使在宽度方向上也能够抑制中心偏析，能够进一步减小最大Mn偏析度、Nb偏析度、Ti偏析度。
[中心偏析部的未压焊部的长度：0.1mm以下]
钢板的中心偏析部如果有长度为0.1mm以上的未压焊部，则会成为HIC的起点，抗HIC性劣化。未压焊部是指凝固时钢坯中产生的空隙不能通过热轧而被压焊(也称为压粘)，残存于钢板中。未压焊部的长度可以通过超声波等非破坏检测来测定。
中心偏析部存在未压焊部的原因主要是热轧前钢坯中所含的氢。在将钢通过转炉以及2次精炼熔炼后进行连续铸造时，钢被凝固、冷却而收缩，所以特别是在钢坯的中心部容易产生空隙。在该空隙为负压的情况下，钢坯中所含的氢量如果较多，则氢气会渗透到空隙中。通过2次精炼进行熔炼时钢中所含的氢几乎原样残存于连续铸造后的钢坯中的空隙内。
在连续铸造后进行用于热轧的加热时，由于钢坯的组织是在面心立方晶中能够固溶的氢量较多的奥氏体，所以氢不会放散到钢坯的外部。如果加热钢坯并通过热轧来施加压下，则钢坯内部的空隙变小，但空隙中所含的氢气的压力与空隙的大小成反比而变高。因此，即使热轧也不能使空隙压焊，在钢板内部、特别是中心偏析部残存未压焊部。
本发明者们对钢中的氢量与未压焊部的长度的关系进行了详细研究，结果知道，如果将钢中的氢量控制在2.5ppm以下，则在钢板的中心偏析部残存的未压焊部的长度变为0.1mm以下。这里所说的钢中的氢量是对2次精炼后采取的钢水用燃烧法测定而得到的值。
为了降低2次精炼中的氢量，降低进行2次精炼时的气氛中的氢分压即可。例如，通过向气氛中通入惰性气体或氮气等，可以降低氢分压。
此外，关于热轧后钢板中残留的氢量，如果钢板被冷却，金属组织从奥氏体相变为铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体等，则氢放散到外部，所以比2次精炼后的氢量下降。
[中心偏析部的最高硬度：300Hv以下]
为了改善抗HIC性，将中心偏析部的最高硬度设定为300Hv以下是有效的。通过将中心偏析部最高硬度的上限设定为300Hv以下，能够可靠地防止HIC发生。中心偏析部的最高硬度按照如下进行测定：用3％硝酸+97％硝酸乙醇溶液腐蚀后，根据JIS Z2244，在25g的载荷下进行维氏硬度试验，测定中心偏析部的最高硬度。中心偏析部是指用EPMA或CMA测定的Mn浓度达到最大的部位。
[从表背两个板面的最表面至5mm的深度处的表层区域的最高硬度：300Hv以下]
如果将钢板的从表背的板面(轧制面)的最表面朝着板的厚度方向(深度方向)至5mm处的区域(表层区域)、和钢管的从内外最表面朝着管壁的厚度方向(深度方向)至5mm处的区域(表层区域)的最高硬度均设定为300Hv以下，则能够可靠地提高抗HIC性。即、通过将从最表面至5mm处的表层区域的最高硬度的上限设定为300Hv以下，则即使是t/D高达0.035以上的管道用钢管，也能够可靠地防止夹杂物或气泡等表层所引起的HIC的发生。表层区域的最高硬度是，从最表面至5mm的深度的位置处，沿深度方向每隔规定间隔(例如0.1mm的间隔)进行维氏硬度试验，将其中的最高的值作为最高硬度。具体地说，进行了如下研究：用0.13％硝酸+97％硝酸乙醇溶液腐蚀后，根据JIS Z2244，在25g的载荷下从最表面至5mm的深度的位置处，进行间隔为0.1mm的50点×50点的维氏硬度试验。
[从表背两个板面的最表面至5mm的深度处的表层区域的多边形铁素体和长宽比为3以上的加工铁素体的总分率：0.1～20％]
为了提高抗HIC性，优选基本上来说母材的钢组织是均匀且微细的针状铁素体或贝氏体组织。因此，考虑了抗HIC性的本发明的高强度管道用的钢母材的组织优选基本上为贝氏体或针状铁素体。可是，厚壁的管道用钢管在多数情况下要求能够耐受DWTT那样的落锤试验的特性。
对于厚壁的钢管来说，以往的管道用钢管的组织无法得到能够耐受DWTT那样的落锤试验的特性，但如果使其生成0.1％以上的多边形铁素体、加工铁素体，则DWTT特性得到改善。可是，如果成为表层区域的多边形铁素体和加工铁素体的总分率超过20％的组织，则抗HIC性急剧下降。
图2中表示钢管的表层的多边形铁素体和加工铁素体的总面积率与HIC面积率的关系。图中的3点钟、6点钟、9点钟是指采取了试验片的钢管的圆周方向的位置，由以焊接部为0点钟、从钢管的底部来看的3点钟(90°)、6点钟(180°)、9点钟(270°)的位置处采取试验片，观察组织。
如果表层的多边形铁素体和加工铁素体的总面积率超过20％，则HIC面积率大大超过3％。因此，即使在表层区域含有多边形铁素体和加工铁素体的情况下，为了可靠地提高抗HIC性，也优选将多边形铁素体和加工铁素体的总分率以面积率计抑制在20％以下。从抗HIC性的观点出发，加工铁素体越少越好，加工铁素体的分率以面积率计优选为10％以下，更优选不存在加工铁素体。
多边形铁素体和加工铁素体的分率的测定方法是：拍摄5张200倍的光学显微镜照片，抽出多边形铁素体和加工铁素体，通过图像解析而求出的值为多边形铁素体和加工铁素体的分率。在用200倍的光学显微镜观察的情况下，白的区域是多边形铁素体或加工铁素体，长宽比(横长度和纵长度之比)低于3的定义为多边形铁素体，长宽比为3以上的定义为加工铁素体。
这里，为了将表层区域的多边形铁素体和加工铁素体的总分率抑制为0.1％以上20％以下，按照后述的制造方法进行即可。即，如果将轧制结束温度和/或水冷开始温度设定为750℃以上，则能够将表层区域的多边形铁素体和加工铁素体的分率设定为20％以下。不过，如果轧制结束温度和/或水冷开始温度低于750℃，则表层区域的多边形铁素体和加工铁素体显示出超过20％并增加的倾向，因此优选将轧制结束温度和/或水冷开始温度设定为750℃以上。另外，为了将多边形铁素体和加工铁素体的分率设定为10％以下，更优选将轧制结束温度或水冷开始温度设定为770℃以上。
上述的分率是指在L截面(板厚方向和轧制方向的面)上观察时的面积率。另外，只要是上述的多边形铁素体和加工铁素体以外的组织、即占表层区域的80％以上的面积的组织是贝氏体和/或针状铁素体珠光体即可。
虽然比上述的表层区域更靠内部一侧的组织没有特别限定，但是，作为抗拉强度为500MPa以上的高强度管道用钢板、钢管，为了确保母材高强度、母材韧性、HAZ韧性、焊接性等，设定成针状铁素体或贝氏体为主体的组织即可。
下面，对制造本发明的管道用钢板、管道用钢管的优选方法进行说明。
在制钢工序中，将具有上述成分组成的钢按照使2次精炼后的钢水中的氢量为2.5ppm以下的方式用常规方法熔炼后，通过连续铸造制成钢坯，再加热钢坯并实施厚板轧制，制成钢板。连续铸造时，如上所述，优选的是，一边根据铸坯的最终凝固位置的中心固相率的宽度方向的分布来控制压下量，一边实施轻压下。
如果将连续铸造后的钢坯的再加热温度设定为1000℃以上，将再结晶温度范围的压下比设定为2以上、未再结晶范围的压下比设定为3以上来进行厚板轧制，则能够将平均原奥氏体粒径设定为20μm以下。将开始温度设定为750℃以上、停止温度设定为400～600℃来对轧制结束后的钢板实施水冷。这里所说的水冷的停止温度是指停止冷却水，然后因回热而上升的钢板的温度的最高温度。
再结晶温度范围是轧制后发生再结晶的温度范围，对于本发明的钢的成分来说，大致是超过900℃。未再结晶温度范围是轧制后不会发生再结晶和铁素体相变的温度范围，对于本发明的钢的成分来说，大致是750～900℃。将在再结晶温度范围的轧制称作再结晶轧制或粗轧制，将在未再结晶温度范围的轧制称作未再结晶轧制或终轧。
未再结晶轧制后，通过从750℃以上的温度开始水冷，将水冷停止温度设定为400℃以上，由此能够将中心偏析部的最大硬度抑制为300Hv以下。如果水冷开始温度设定为低于750℃，则在冷却开始前，大量铁素体生成，C(碳)从铁素体中被排出到奥氏体中，奥氏体相中C被浓化。其结果是，浓缩了C的奥氏体相在冷却过程中相变成含有大量的C量的硬质的马氏体。
与此相对，如果将水冷开始温度设定为750℃以上，则能够抑制硬质的马氏体的生成，因而能够将中心偏析部的最大硬度抑制在300Hv以下。另外，如果将水冷停止温度设定为400℃以上，则相变后的硬质的马氏体一部分分解，因而能够将中心偏析部的最大硬度抑制在300Hv以下。如果水冷停止温度过高，则钢管的强度下降，所以水冷停止温度设定为600℃以下。
另外，为了将从最表面至5mm处的表层区域的最高硬度抑制为300Hv以下，除了将水冷停止温度设定为400℃～600℃以外，还需要使表层的冷却模式最优化。具体地说，在表层的冷却时，通过进行至少2次以上的回热，可以将从最表层至5mm处的最高硬度设定为300Hv以下。这是因为通过进行回热可发挥回火效果，从而能够将降低表层区域的硬度。回热温度的下限优选设定为300℃，上限温度优选设定为750℃。如果回热温度低于300℃，则生成50％以上的马氏体，发生硬化，表层的硬度不会下降。如果回热温度超过750℃，则表层区域的硬度过于下降。
图3A、图3B中示出了本发明中的冷却工序的冷却模式的例子。图中的1是由回热处理产生的温度变化，2的温度是回热开始温度、3的温度是回热结束温度。图中的4的温度是水冷停止温度。这种冷却模式可以通过喷出冷却水的喷嘴的开、关的切换和水量的调整来控制。
图3C是由以往的制造方法产生的冷却模式。停止冷却水后，钢板的温度会上升，因此包含1次回热。
另外，通过将上述的水冷开始温度设定为750℃以上，能够将从最表面至5mm处的表层区域的组织中的多边形铁素体和加工铁素体的总分率抑制为20％以下。如果水冷开始温度为比750℃低的温度，则低于500MPa以上的钢的γ/α相变温度，因而容易生成多边形铁素体和加工铁素体，多边形铁素体和加工铁素体的总分率超过20％。
使用如上所述地得到的钢板来制造管道用钢管时，将母材钢板成型为管状后，将对接部进行电弧焊，制成焊接钢管即可。这里，作为成型工序，优选将钢板进行C压制、U压制、O压制的UOE工序。另外，作为电弧焊，从焊接金属的韧性和生产率的观点出发，优选采用埋弧焊。电弧焊时的热量输入没有特别限定，但通常优选设定为2.0～15.0kJ/mm。
以下，对本发明用实施例进行具体说明。此外，以下的实施例是用于显示本发明的具体效果的例子，实施例中记载的条件当然不是限定本发明的技术范围的条件。
实施例
熔炼具有表1A～表1C所示的化学成分的钢1～35，通过连续铸造制成厚度为240mm或300mm的钢坯。另外，表1A～表1C中还示出了钢水的氢量的分析值。
连续铸造中，最终凝固时，实施压下率约为2％的轻压下。将得到的钢坯加热至1100～1250℃，在超过900℃的再结晶温度范围进行热轧，接着在750～950℃的未再结晶温度范围进行热轧。
热轧后，从750℃以上开始水冷，在400～600℃的温度下停止水冷。这期间，进行1次或2次使钢板的温度上升的回热处理。钢板的温度因停止冷却水而上升。第1次的回热开始、结束温度、第2次的回热开始温度示于表2A中。第2次的回热结束温度(回热次数为1次时，是第1次的回热结束温度)是冷却结束温度。
将得到的钢板通过C压制、U压制、O压制成型为管状，将端面进行定位焊，从内外表面进行正式焊接后，扩管后，制成管道用的钢管。此外，正式焊接使用埋弧焊。
从得到的钢板和钢管上采取抗拉试验片、HIC试验片、宏观试验片，提供给各试验。HIC试验是根据NACETM0284来进行。另外，使用宏观试验片，用EPMA测定Mn、Nb、Ti的偏析度。用EPMA进行的偏析度测定是在探针直径为50μm和2μm的条件下进行的。
另外，将中心偏析部的维氏硬度和从钢板、钢管的从最表面至深度为5mm处的表层区域的维氏硬度根据JIS Z2244来测定。维氏硬度的测定是将载荷设定为25g、在用EPMA测定的厚度方向的Mn浓度分布中的Mn浓度最高的部位进行。
另外，为了鉴定从钢管的最表面至5mm的深度处的表层区域的微观组织，对L截面(板厚方向和轧制方向的面)拍摄各5张200倍的光学显微镜照片，测定多边形铁素体和加工铁素体的面积率(分率)，算出它们的总分率。
表2A～表2C中示出了钢板的板厚、最大Mn偏析度、Nb偏析度、Ti偏析度、未压焊部的长度、中心偏析部的最高硬度、表面区域的最高硬度、抗拉强度以及由HIC试验求出的HIC的长度率(CLR)、表层区域的多边形铁素体和加工铁素体的总分率。
表3中示出了钢管的壁厚、正式焊接的热量输入量、由HIC试验求出的HIC的长度率(CLR)。此外，钢管的最大Mn偏析度、Nb偏析度、Ti偏析度、未压焊部的长度、中心偏析部的最高硬度均与钢板等同，而且钢管的抗拉强度比钢板大10～20MPa左右。
表1A
表1B
表1C
表2A
表2B
表2C
表3
钢板1～23是本发明例。如表2A～表2C所示，这些钢板的最大Mn偏析度为1.6以下、Nb偏析度为4.0以下、Ti偏析度为4.0以下。另外，从钢板的上下表面和钢管的内外表面的最表层至5mm厚处的最高硬度为300Hv以下、中心偏析部的最高硬度为300Hv以下，进而，多边形铁素体和加工铁素体的总分率也为20％以下。因此，HIC试验中未发生HIC。对于以这些钢板1～23作为原料材的钢管，也如表3所示得到了同样的结果。
钢板24～43是本发明的范围之外的比较例。钢板24～35是基本成分或任选的添加元素中的任一种元素在本发明的范围之外。钢板36～43不满足本发明的制造条件。其结果是，对于钢板(参见表2A～表2C)、钢管(参见表3)中的任一种来说，在HIC试验中发生了HIC，CLR超过了3％、或0℃下的DWTT的延性断口率未满85％。
图4A中示出了用本发明的制造方法制造的钢11的从最表层至5mm厚度处的硬度分布、图4B中示出了钢11的表层的组织照片。另外，图5A中示出了用以往方法制造的钢40的从最表层至5mm厚度处的硬度分布、图5B中示出了钢40的表层的组织照片。
图4A中所示的本发明的钢板的硬度分布中的最大硬度低至245Hv，但图5A中所示的用以往方法制造的钢板的硬度分布中，局部有硬度超过300Hv的部分，这有可能成为HIC的起点。图5B所示的用以往方法制造的钢板由于回热次数是1次，所以母材不能充分回火，生成了硬的组织。
符号说明
1  回热处理
2  回热开始温度
3  回热结束温度
4  水冷停止温度

Claims (8)

1.一种抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，成为母材的钢板以质量％计含有：C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～1.8％、Nb：0.001～0.10％、Ca：0.0005～0.0050％、N：0.0010～0.0060％、O：0.0001～0.0035％，并且，P被限制为0.01％以下、S被限制为0.0020％以下、Al被限制为0.030％以下、Ti被限制为0.030％以下，S、Ca的含量满足S/Ca<0.5，剩余部分是Fe和不可避免的杂质，
最大Mn偏析度：2.0以下、
Nb偏析度：4.0以下、
Ti偏析度：4.0以下、
中心偏析部的未压焊部的长度：0.1mm以下、
中心偏析部的最高硬度：300Hv以下、
从表背两个板面的最表面至5mm的深度处的表层区域的最高硬度：300Hv以下、
从表背两个板面的最表面至5mm的深度处的表层区域的多边形铁素体和长宽比为3以上的加工铁素体的总分率：0.1～20％，
钢板的厚度t和造管后的钢管的外径D满足下述关系，厚度t的单位为mm，外径D的单位为mm：t≥25、t/D≥0.035。
2.根据权利要求1所述的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，所述钢板以质量％计进一步含有：Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～1.0％、Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.60％、W：0.01～1.0％、V：0.01～0.10％、Zr：0.0001～0.050％、Ta：0.0001～0.050％、B：0.0001～0.0020％、REM：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、Y：0.0001～0.005％、Hf：0.0001～0.005％和Re：0.0001～0.005％中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管，其特征在于，在从表背两个板面的最表面至5mm的深度处的表层区域，不存在长宽比为3以上的加工铁素体。
4.权利要求1或2所述的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管所使用的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢板。
5.权利要求3所述的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管所使用的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢板。
6.一种抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢板的制造方法，其特征在于，包含下述工序：
熔炼钢水的工序，所述钢水以质量％计含有：C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.5％、Mn：1.2～1.8％、Nb：0.001～0.10％、Ca：0.0005～0.0050％、N：0.0010～0.0060％、O：0.0001～0.0035％，并且，P被限制为0.01％以下、S被限制为0.0020％以下、Al被限制为0.030％以下、Ti被限制为0.030％以下，S、Ca的含量满足S/Ca<0.5，2次精炼后的氢的含量为2.5ppm以下，剩余部分是Fe和不可避免的杂质；
通过连续铸造将所述钢水制成钢坯的工序；
将所述钢坯加热至1000℃以上的工序；
将加热的钢坯进行再结晶温度范围的压下比为2以上、未再结晶温度范围的压下比为3以上的热轧来得到钢板的工序；以及
将所述钢板从750℃以上的温度冷却至400～600℃的冷却工序，
所述冷却工序包含2次以上的使所述钢板的温度上升的回热处理，
在所述回热处理中，第1次回热处理的开始温度为300℃以上，并且，所有的回热处理的结束温度都低于750℃。
7.根据权利要求6所述的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢板的制造方法，其特征在于，所述钢水以质量％计进一步含有：Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～1.0％、Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.60％、W：0.01～1.0％、V：0.01～0.10％、Zr：0.0001～0.050％、Ta：0.0001～0.050％、B：0.0001～0.0020％、REM：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、Y：0.0001～0.005％、Hf：0.0001～0.005％和Re：0.0001～0.005％中的1种或2种以上。
8.一种抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢管的制造方法，其是由用权利要求6或7所述的抗氢诱发裂纹性优良的高强度管道用钢板的制造方法得到的钢板来制造钢管的方法，其特征在于，包含下述工序：
将所述钢板成型为管状的工序；以及
将对接部进行焊接的工序，
钢板的厚度t和造管后的钢管的外径D满足下述关系，厚度t的单位为mm，外径D的单位为mm：t≥25、t/D≥0.035。
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