CN104271786A - 无缝钢管及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供即使为厚壁也具有高强度及韧性的无缝钢管。本实施方式的无缝钢管以质量％计含有下述成分：C：0.03～0.08％、Si：0.25％以下、Mn：0.3～2.0％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.001～0.10％、Cr：0.02～1.0％、Ni：0.02～1.0％、Mo：0.02～0.8％、N：0.002～0.008％、Ca：0.0005～0.005％、及Nb：0.01～0.1％，余量为Fe及杂质，具有50mm以上的厚壁，无缝钢管的垂直于轴向的截面中，以距表面2mm深度的位置为中心的500μm×500μm的区域的表层部分中的旧奥氏体颗粒的平均晶体粒径低于80μm，表层部分中的旧奥氏体颗粒的平均晶体粒径、与截面中以厚壁的中心位置为中心的500μm×500μm的区域的厚壁中央部分中的旧奥氏体颗粒的平均晶体粒径之差低于50μm。

Description

无缝钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及无缝钢管及其制造方法。
背景技术
陆地及浅海的油井和天然气井近年来正在枯竭。因此，正在进行深海的海底油井和海底天然气井(以下，将海底油井和海底天然气井总称为“海底油井”。)的开发。
海底油井的出油管(flow line)及立管配置于从设置于海底的坑口到海上的钻井平台之间。含有原油或天然气的生产流体通过出油管或立管，从海底油井运送至钻井平台。出油管是指沿着地表或海底面的地势铺设而成的线管。立管是指从海底面向钻井平台方向(即上方)竖立配置的线管。
通过构成这些线管(出油管及立管)的钢管内的生产流体为高压。另外，操作停止时，这些出油管及立管从外部被加载海水压。而且，出油管及立管也被加载由波浪及海流引起的反复应力。因此，作为出油管或立管之类的线管用途，谋求厚壁的高强度钢管。
然而，若增大钢管的厚壁及强度，则韧性下降，变得易于脆性破坏。因此，厚壁的高强度钢管谋求优异的韧性。
如此，海底管道用的厚壁钢管需要高强度及高韧性。焊接钢管沿长度方向具有焊接部分(接缝部分)，因此焊接部分与母材相比韧性变低。因此，对于海底管道，与焊接钢管相比，更适合无缝钢管。
日本特开平9-287028号公报(专利文献1)提出了无缝钢管的制造方法。专利文献1中，将通过热轧制造的无缝钢管以80℃/分钟以上的冷却速度冷却至Ar3相变点以下的温度，其后，实施淬火及回火。记载了通过专利文献1的制造方法制造的无缝钢管的晶粒被细微化，能够得到高强度及韧性。
发明内容
然而，通过专利文献1中公开的制造方法，例如在制造厚壁为50mm以上的厚壁无缝钢管时，存在韧性产生偏差，韧性变低的情况。为了提高强度，Nb是有效的，但含有Nb时，存在表层部分的韧性进一步下降，表层部分与厚壁中央部分之间的韧性偏差变大的情况。
本发明的目的在于提供即便为厚壁也具有高强度及韧性的无缝钢管。
本实施方式的无缝钢管以质量％计含有下述成分：C：0.03～0.08％、Si：0.25％以下、Mn：0.3～2.0％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.001～0.10％、Cr：0.02～1.0％、Ni：0.02～1.0％、Mo：0.02～0.8％、N：0.002～0.008％、Ca：0.0005～0.005％、及Nb：0.01～0.1％，余量为Fe及杂质，具有50mm以上的厚壁，无缝钢管的垂直于轴向的截面中，以距表面2mm深的位置为中心的500μm×500μm的区域的表层部分中的旧奥氏体颗粒的平均晶体粒径低于80μm，表层部分中的旧奥氏体颗粒的平均晶体粒径、与前述截面中以前述无缝钢管的厚壁的中心位置为中心的500μm×500μm的区域的厚壁中央部分中的旧奥氏体颗粒的平均晶体粒径之差低于50μm。
本实施方式的无缝钢管还可以含有Ti：0.010％以下代替Fe的一部分。本实施方式的无缝钢管还可以含有选自由V：0.1％以下、及Cu：1.0％以下组成的组中1种以上代替Fe的一部分。
本实施方式的无缝钢管的制造方法具备下述工序：将原料进行加热的工序，所述原料以质量％计、含有C：0.03～0.08％、Si：0.25％以下、Mn：0.3～2.0％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.001～0.10％、Cr：0.02～1.0％、Ni：0.02～1.0％、Mo：0.02～0.8％、N：0.002～0.008％、Ca：0.0005～0.005％、及Nb：0.01～0.1％，余量为Fe及杂质；将加热过的原料进行热加工从而制造管坯的工序；将热加工后的管坯加速冷却的工序；将加速冷却过的管坯再加热并在990～1100℃下进行均热的工序；将均热过的管坯冷却从而淬火的工序；和将淬火过的管坯进行回火的工序。
本实施方式的无缝钢管即使为厚壁也具有优异的强度及韧性。
附图说明
图1是示出将具有本实施方式的化学组成的钢在淬火后以5℃/分钟加热至各种温度时的平均晶体粒径与再加热温度的关系的图。
图2是示出本实施方式的无缝钢管的制造装置的一个例子的设备的布局图。
图3是示出本实施方式的无缝钢管的制造方法的一个例子的流程图。
具体实施方式
以下，参照附图详细说明本发明的实施方式。图中相同或相当的部分标注同样的符号，不重复进行此说明。以下，关于元素的％表示“质量％”。
本发明人等基于以下见解完成了本实施方式的无缝钢管。
50mm以上的厚壁无缝钢管中，Nb与碳结合形成NbC，提高钢的强度。因此，为了制造具有高强度、特别是按照API(美国石油协会)规格规定的X80级以上(屈服强度为551MPa以上)的强度的厚壁无缝钢管，优选含有Nb。
然而，制造含有Nb的厚壁无缝钢管时，淬火回火后的旧奥氏体颗粒(以下，称为旧γ颗粒)未发生细微化，特别会有表层部分的旧γ颗粒变为粗粒的情况。此处，表层部分是指距无缝钢管的表面1～3mm深度的区域。
含有Nb的厚壁无缝钢管(以下，称为Nb厚壁材料)中，旧γ颗粒变为粗粒的原因是由于再加热时NbC抑制了粒状逆相变γ颗粒的生长。以下，关于该点进行详细叙述。
将热加工过的Nb厚壁材料淬火后进行再加热时，再加热中的Nb厚壁材料的表层部分产生针状逆相变γ颗粒和粒状逆相变γ颗粒。此处，逆相变γ是指加热途中产生的γ。因此，使用EBSD(Electron Back Scatting Diffraction：电子背散射衍射)法，调查针状逆相变γ颗粒的晶体取向和粒状逆相变γ颗粒的晶体取向。其结果，同一旧γ颗粒内所产生的多个针状逆相变γ颗粒的晶体取向相同。另一方面，粒状逆相变γ颗粒的晶体取向与针状逆相变γ颗粒不同。
由以上可以推测以下情况。多个针状逆相变γ颗粒具有相同的晶体取向，因此相互之间易于生长并合体。此时，会形成粗大的γ颗粒。另一方面，粒状逆相变γ颗粒具有与针状逆相变γ颗粒不同的晶体取向，因此难以与针状逆相变γ颗粒合体。因此，粒状逆相变γ颗粒越多，越容易形成细微的γ颗粒。
NbC在再加热中发挥钉扎效应(pinning effect)，抑制粒状逆相变γ颗粒的生长。因此，再加热中，针状逆相变γ颗粒所占比例增加，其结果，在回火后的Nb厚壁材料的表层部分中，旧γ颗粒容易变成粗粒。
若旧γ颗粒变为粗粒，则韧性变低。而且，为厚壁材料时，厚壁中央部分与表层部分的旧γ颗粒的粒径产生偏差，韧性也不一致。
因此，Nb厚壁材料中，细微化厚壁中央部分及表层部分的旧γ颗粒的粒径，减少偏差，由此能够得到优异的强度及韧性。具体而言，将表层部分中的旧γ颗粒的平均晶体粒径设为低于80μm，表层部分与厚壁中央部分中的旧γ颗粒的平均晶体粒径之差设为低于50μm，由此可以获得优异的屈服强度及韧性，也能够抑制表层部分与厚壁中央部分中的韧性偏差。
为了抑制Nb厚壁材料的表层部分中的旧γ颗粒的粗粒化，将再加热时的加热温度设为990℃～1100℃。图1是示出将具有含Nb的本实施方式的化学组成的钢在淬火后加热至各种温度时的平均晶体粒径与再加热温度的关系的图。图1通过以下方法获得。
由处于上述化学组成范围内的钢，利用与后述的实施例1相同的制造方法，得到长方体状的块。从该块上采集热处理用圆柱状小型试验片(直径3mm、高度10mm)。在1200℃下均热5分钟后，骤冷至室温，接着加热至950℃～1200℃之间的温度。在各温度下均热5分钟后，再次骤冷至室温。加热速度为与将厚壁钢管进行炉加热时的加热速度相当的5℃/分钟。
按照后述的平均晶体粒径的测定方法求出热处理后的旧γ颗粒的平均粒径(μm)。利用求出的平均晶体粒径得到图1。
参照图1，随着再加热温度从950℃开始升高，平均晶体粒径变小。一般的技术常识中，若提高加热温度，则晶粒生长而发生粗粒化。因此，Nb厚壁材料中会产生与现有技术常识不同的现象。再加热温度为990℃～1100℃时，旧γ颗粒的平均晶体粒径仍然是小的，旧γ颗粒发生晶粒细化。另一方面，再加热温度超过1100℃时，旧γ颗粒再次发生粗粒化。
这种图1所示现象是Nb厚壁材料所特有的，可以推断是以下原因。再加热温度低于990℃时，再加热中NbC抑制粒状逆相变γ颗粒的生长。因此，针状逆相变γ颗粒所占比例增加，它们发生合体，而回火后的旧γ颗粒发生粗粒化。
另一方面，再加热温度为990～1100℃时，再加热中NbC发生熔融。因此，产生粒状逆相变γ颗粒并生长。其结果，回火后的旧γ颗粒变为细粒。而且，表层部分及厚壁中央部分中的旧γ颗粒的平均晶体粒径差变小，能够得到优异的韧性。进而，熔融后的NbC在回火后再次细微地析出。因此，也能够得到高强度。
再加热温度进一步上升而超过1100℃时，被细微化了的γ颗粒发生颗粒生长。其结果，回火后的旧γ颗粒发生粗粒化。
基于以上见解，完成了本实施方式的无缝钢管。以下，说明本实施方式的无缝钢管的详细情况。
[化学组成]
本实施方式的无缝钢管的化学组成含有以下元素。
C：0.03～0.08％
碳(C)提高钢的强度。但是，若C含量过高，则钢的韧性下降。因此，C含量为0.03～0.08％。
Si：0.25％以下
硅(Si)不仅以钢的脱氧作为目的来添加，也有助于强度上升及提高回火时的软化阻力。但是，若Si含量过高，则钢的韧性下降。因此，Si含量为0.25％以下。Si含量优选的下限为0.05％。
Mn：0.3～2.0％
锰(Mn)提高钢的淬火性。因此，能够提高厚壁中央部分的强度。但是，若Mn含量过高，则钢的韧性下降。因此，Mn含量为0.3～2.0％。Mn含量优选的下限比0.3％高，更优选的是0.5％，进一步优选的是1.0％。
P：0.05％以下
磷(P)为杂质。P会降低钢的韧性。因此，优选P含量低。P含量为0.05％以下。优选的P含量为0.02％以下，进一步优选的是0.01％以下。
S：0.005％以下
硫(S)为杂质。S会降低钢的韧性。因此，优选S含量低。S含量为0.005％以下。优选的S含量为0.003％以下，进一步优选的是0.001％以下。
Al：0.001～0.10％
本发明中的铝(Al)含量是指酸可溶Al(即Sol.Al)的含量。Al可以使钢脱氧。但是，若Al含量过高，则会形成簇状夹杂物，而使钢的韧性下降。因此，Al含量为0.001～0.10％。Al含量优选的下限比0.001％高，进一步优选的是0.01％。Al含量优选的上限为低于0.10％，进一步优选的是0.07％。
Cr：0.02～1.0％
铬(Cr)提高钢的淬火性、提高钢的强度。但是，若Cr含量过高，则钢的韧性下降。因此，Cr含量为0.02～1.0％。Cr含量优选的下限比0.02％高，进一步优选的是0.1％。Cr含量优选的上限为低于1.0％，进一步优选的是0.8％。
Ni：0.02～1.0％
镍(Ni)提高钢的淬火性、提高钢的强度。但是，若Ni含量过高，则其效果饱和。因此，Ni含量为0.02～1.0％。Ni含量优选的下限比0.02％高，进一步优选的是0.1％。
Mo：0.02～0.8％
钼(Mo)提高钢的淬火性、提高钢的强度。但是，若Mo含量过高，则钢的韧性下降。因此，Mo含量为0.02～0.8％。Mo含量优选的下限比0.02％高，进一步优选的是0.1％。Mo含量优选的上限为低于0.8％，进一步优选的是0.5％。
N：0.002～0.008％
氮(N)与Al、Ti等结合而形成氮化物。N大量存在时，会导致氮化物的粗大化，而对韧性产生不良影响。另一方面，若N的含量过少，则氮化物的量过少，难以获得抑制热制管时奥氏体颗粒的粗大化的效果。因此，N的含量为0.002～0.008％。N含量优选的下限比0.002％高，进一步优选的是0.004％。N含量优选的上限为低于0.008％，进一步优选的是0.007％。
Ca：0.0005～0.005％
钙(Ca)使钢脱氧。Ca还与钢中的S结合而形成CaS。通过生成CaS，抑制MnS的生成。即，Ca抑制MnS的生成，提高钢的韧性及耐氢致裂纹(Hydrogen Induced Cracking、HIC)性。但是，若Ca含量过高，则会形成簇状夹杂物，而降低韧性及耐HIC性。
Nb：0.01～0.1％
铌(Nb)与钢中的C、N结合而形成细微的Nb碳氮化物，提高钢的强度。而且，细微的Nb碳氮化物通过分散强化来提高钢的强度。但是，若Nb含量过高，则Nb碳氮化物发生粗大化，而钢的韧性下降。因此，Nb含量为0.01～0.1％。Nb含量优选的上限为低于0.1％，进一步优选的是低于0.08％。
本实施方式的无缝钢管的余量为铁(Fe)及杂质。此处所说的杂质是指从用作钢的原料的矿石、废料、或者制造过程中的环境等混入的元素。
本实施方式的无缝钢管还可以含有Ti代替Fe的一部分。Ti并非必要元素，而是选择元素。
Ti：0.010％以下
钛(Ti)与钢中的N结合而形成TiN，抑制由固溶后的N导致的钢韧性的下降。而且，通过细微的TiN发生分散析出，而能够得到抑制热制管时的奥氏体颗粒的粗大化的效果，可以进一步提高钢的韧性。只要少量含有Ti就能够得到上述效果。但是，若Ti含量过高，则TiN发生粗大化，或者形成粗大的TiC，因此钢的韧性下降。即，为了细微分散TiN，而限制Ti含量。因此，Ti含量为0.010％以下。Ti含量优选的下限为0.001％，进一步优选的是0.004％。
本实施方式的无缝钢管还可以含有选自由V及Cu组成的组中的1种以上来代替Fe的一部分。V及Cu并非必要元素，而是选择元素。这些元素均可以提高钢的强度。
V：0.1％以下
钒(V)与钢中的C、N结合而形成细微的碳氮化物，提高钢的强度。只要少量含有V就能够得到上述效果。但是，若V含量过高，则V碳氮化物发生粗大化，而钢的韧性下降。因此，V含量为0.1％以下。V含量优选的下限为0.01％。V含量优选的上限为低于0.1％，进一步优选的是0.08％。
Cu：1.0％以下
铜(Cu)提高钢的淬火性、提高钢的强度。但是，若Cu含量过高，则钢的韧性下降。因此，Cu含量为1.0％以下。Cu含量优选的下限为0.1％。Cu含量优选的上限为低于1.0％，进一步优选的是0.6％。
[关于厚壁]
基于本实施方式的无缝钢管的厚壁为50mm以上。即，基于本实施方式的无缝钢管为厚壁钢管。优选的厚壁的上限为80mm，进一步优选的是70mm。
[旧奥氏体粒径(旧γ颗粒)]
具有上述厚壁的厚壁钢管中，通常钢管表层和厚壁中央部分中的晶体粒径容易产生偏差。但是，本实施方式的无缝钢管中，表层部分中的旧γ颗粒的平均晶体粒径低于80μm，在表层部分与厚壁中央部分处的旧γ颗粒的平均径之差低于50μm。因此，具有优异的韧性，可以抑制在表层部分与厚壁中央部分的韧性偏差。
此处，表层部分中的旧γ颗粒的平均晶体粒径可以按照以下方法求出。无缝钢管的横截面(无缝钢管的垂直于轴向的面)中，在以距表面(外表面或内表面)2mm深度的位置为中心的测定区域(500μm×500μm)内测定旧γ粒径(旧γ颗粒的平均晶体粒径)。使用苦味酸饱和水溶液使旧γ晶界显现。测定区域内的旧γ颗粒的平均晶体粒径的测定按照JIS G0551(2005)所示方法来进行，将粒度编号换算为平均晶体粒径并进行评价。将该平均晶体粒径定义为表层部分的旧γ颗粒的平均晶体粒径。
同样，上述横截面中，选择以厚壁的中心位置作为中心的测定区域(500μm×500μm)，按照与上述相同的方法计算平均晶体粒径。将该平均晶体粒径定义为厚壁中央部分的旧γ颗粒的平均晶体粒径。
本实施方式的无缝钢管可以抑制表层部分的旧γ颗粒的粗粒化。因此，显示优异的韧性。进而，由于可以抑制表层的硬度，还能够得到优异的耐酸性。而且，表层部分及厚壁中央部分的旧γ颗粒的平均晶体粒径之差小。因此，能够抑制在无缝钢管的表层部分与厚壁中央部分处的韧性偏差。需要说明的是，厚壁中央部分的平均晶体粒径比表层部分小。
[制造方法]
说明上述无缝钢管的制造方法的一个例子。上述无缝钢管也可以通过其他制造方法来制造。
[制造设备]
图2是示出本实施方式的线管用无缝钢管的生产线的一个例子的布局图。参照图2，生产线具备加热炉1、穿孔机2、拉伸轧制机3、定径轧制机4、补热炉(holding furnace)5、水冷装置6、淬火装置7和回火装置8。各装置间配置有多个运输辊10。图2中，淬火装置7及回火装置8也包含于生产线。但是，淬火装置7及回火装置8也可以配置在生产线之外。总之，淬火装置7及回火装置8也可以离线配置。
[制造流程]
图3是示出本实施方式的无缝钢管的制造工序的流程图。
参照图3，本实施方式的无缝钢管的制造方法中，首先用加热炉1加热原料(S1)。原料例如为圆形钢坯。原料也可以通过ROUND CC等连续铸造装置来制造。另外，原料还可以通过将钢锭、板材锻造或分块轧制来制造。本例中，假设原料为圆形钢坯来继续说明。将加热过的圆形钢坯进行热加工从而形成管坯(S2以及S3)，根据需要将所制造的管坯利用补热炉5加热到规定的温度(S4)，将管坯通过水冷装置6进行水冷(加速冷却：S5)。将水冷过的管坯通过淬火装置7进行淬火(S6)，并通过回火装置8进行回火(S7)。通过以上工序制造本实施方式的无缝钢管。以下，关于各个工序进行详细说明。
[加热工序(S1)]
首先，将圆形钢坯用加热炉1加热。优选的加热温度为1150～1280℃。加热温度为1150℃以上时，原料对热的变形阻力小，不易产生瑕疵。加热温度为1280℃以下时，能够抑制氧化皮损耗，也可以减少燃料原单位。加热温度优选的上限为1200℃。加热炉1例如为公知的步进式炉、旋转式炉。
[穿孔工序(S2)]
将圆形钢坯自加热炉取出。然后，将加热过的圆形钢坯利用穿孔机2进行穿孔轧制。穿孔机2具备一对倾斜压辊和活塞(plug)。活塞配置于倾斜压辊之间。优选的穿孔机2为交叉型穿孔机。因为能够以高扩管率进行穿孔。
[轧制工序(S3)]
接着，轧制管坯。具体而言，将管坯利用拉伸轧制机3进行拉伸轧制。拉伸轧制机3包括串联配置的多个滚轧基座(roll stand)。拉伸轧制机3例如为芯棒式无缝管轧机。接着，将拉伸轧制过的管坯利用定径轧制机4进行定径轧制，从而制造无缝钢管。定径轧制机4包括串联配置的多个滚轧基座。定径轧制机4例如为分级机(sizer)、张力减径机(strech reducer)。
定径轧制机4的多个滚轧基座中，将用最后一台滚轧基座轧制后的管坯的表面温度定义为“加工温度”。加工温度例如可以利用配置于定径轧制机4的最后一台滚轧基座的出口侧的温度传感器来测量。优选的加工温度为900℃～1100℃。为了得到上述合适的加工温度，也可以在拉伸轧制机3与定径轧制机4之间设置均热炉，利用拉伸轧制机3对拉伸轧制过的管坯进行均热。
[再加热工序(S4)]
再加热工序(S4)根据需要来实施。未实施再加热工序时，图4中，从步骤S3直接进行至步骤S5。另外，未实施再加热工序时，图3中，不配置补热炉5。补热炉是指不冷却制造出的无缝钢管而保持为淬火温度的加热炉。
将制造出的无缝钢管装入补热炉5后进行加热。通过该处理，旧γ粒径的分布更均匀化。补热炉5中的优选的加热温度为900℃～1100℃。优选的均热时间为30分钟以下。因为若均热时间过长，则会有旧γ颗粒发生粗粒化的可能性。
[加速冷却工序(S5)]
将步骤S3中制造出的管坯、或者步骤S4中进行过再加热的管坯进行加速冷却。具体而言，将管坯利用水冷装置6进行水冷。即将水冷前的管坯的温度(表面温度)为Ar3点以上，优选为900℃以上。加速冷却前的管坯的温度低于Ar3点时，利用上述补热炉5、感应加热装置等将管坯再加热，使管坯的温度达到Ar3点以上。
加速冷却时的管坯优选的冷却速度为100℃/分钟以上，优选的冷却停止温度为Ar1点以下。进而优选的水冷停止温度为450℃以下。
不进行加速冷却而在轧制后进行放置冷却时，冷却速度慢，因此会形成粗大且不均匀的铁素体-珠光体主体的组织。这种情况下，逆相变γ颗粒的成核位点变少。另一方面，若实施上述加速冷却，则母相组织发生马氏体化或贝氏体化而被致密化，从而逆相变γ颗粒的成核位点变多。
水冷装置6的结构例如如下所述。水冷装置6具备多个旋转辊、层流水流装置(laminer water flow esction)、和喷射水流装置。多个旋转辊配置为2列。管坯配置于配置成2列的多个旋转辊之间。此时，2列旋转辊分别与管坯的外表面下部接触。旋转辊旋转时，管坯绕轴旋转。层流水流装置配置于旋转辊的上方，从上方对管坯注水。此时，灌注于管坯的水形成层流状水流。喷射水流装置配置于旋转辊中配置的管坯的顶端附近。喷射水流装置从管坯的顶端向管坯内部喷射喷射水流。利用层流水流装置及喷射水流装置，管坯的外表面及内表面同时被冷却。这种水冷装置6的结构特别适合于具有50mm以上厚壁的本实施方式的厚壁无缝钢管的加速冷却。
水冷装置6也可以为除了上述旋转辊、层流水流装置及喷射水流装置之外的其他装置。水冷装置6例如可以为水槽。这种情况下，将步骤S3中制造出的管坯浸渍于水槽内并冷却。水冷装置6或者也可以仅为层流水流装置。总之，冷却装置6的种类没有限定。
[淬火工序(S6)]
将利用水冷装置6进行了水冷的管坯再加热，从而进行淬火(S6)。首先，用淬火装置7加热无缝钢管(再加热工序)。将此时的再加热温度设为990～1100℃。如上所述，再加热温度低于990℃时，由于NbC的钉扎效应而抑制对旧γ颗粒的细微化有效的粒状逆相变γ颗粒的生长。因此，产品的旧γ颗粒变得难以细微化，特别是表层部分的旧γ颗粒发生粗大化。另一方面，再加热温度超过1100℃时，在表层及厚壁中央部分，产品的旧γ颗粒均发生粗粒化。
若再加热温度为990～1100℃，则NbC熔融，Nb及C发生固溶。因此，再加热时，粒状逆相变γ颗粒变得容易生长，抑制产品的旧γ颗粒的粗粒化。由此，特别是表层部分的旧γ颗粒的平均晶体粒径变得低于80μm，并提高韧性。进而，在表层部分与厚壁中央部分处的旧γ颗粒的平均晶体粒径之差被抑制至低于50μm，可以抑制钢的韧性的偏差。
通过将加热过的管坯冷却来进行淬火(冷却工序)。例如，通过水冷进行淬火。优选的是将管坯温度冷却至室温。由此，母相组织发生马氏体化、或贝氏体化，从而组织致密化。
[回火工序(S7)]
将淬火过的管坯进行回火。回火温度为Ac1点以下，优选为550～700℃。回火温度下优选的保持时间(均热时间)为10～120分钟。通过回火处理，无缝钢管的强度等级可以达到基于API规格的X80级以上，即无缝钢管的屈服应力达到551MPa以上。
需要说明的是，回火工序中，细微的NbC发生再析出，因此可以提高钢强度。
通过以上制造工序制造出的无缝钢管由于含有Nb，因此可以得到高强度。而且，即便厚壁为50mm以上，表层部分中的旧γ颗粒的平均晶体粒径也低于80μm，表层部分与厚壁中央部分处的旧γ颗粒的平均径之差变得低于50μm。因此，表层部分及厚壁中央部分均能够得到韧性，且韧性的偏差少。
实施例1
[调查方法]
[试验材料的制造]
将具有表1所示化学组成的多个钢用真空熔解炉进行铸锭，按各钢编号制造180kg的钢锭。
表1
将制造出的钢锭装入加热炉，在1250℃下均热1小时。将自加热炉取出的钢锭进行热锻造从而制造长方体状的块。将块装入加热炉，在1250℃下均热30分钟。对均热过的块实施热轧，从而制造板厚为53mm或60mm的厚板。热轧中的加工温度均为1050℃。将制造出的厚板在950℃下保持5分钟，其后，对厚板实施水淬火(加速冷却)。
水淬火后，对试验编号1～17的试验材料在表2所示再加热温度(℃)下实施再加热。此时，对任意试验材料均以5℃/分钟的升温速度进行加热。均热时间均设为5分钟。均热后，对试验材料实施水淬火。对淬火后的试验材料在650℃下实施30分钟的回火，从而得到试验材料。
表2
[评价试验]
[旧γ颗粒的平均晶体粒径测定试验]
对于试验编号1～17的各试验材料(厚板)，基于上述测定及计算方法，求出表层部分(厚板的厚度方向的截面中，以距表面(上面或下面)2mm深度的位置为中心的500μm×500μm的区域)的旧γ颗粒的平均晶体粒径(μm)，和厚壁中央部分(厚板的厚度方向的截面中，以厚度方向的中心位置为中心的500μm×500μm的区域)的旧γ颗粒的平均晶体粒径(μm)。旧γ粒径的试验材料为板材，因此将板厚的中心位置(即，厚度53mm时为距表面26.5mm的位置、厚度60mm时为距表面30mm的位置)看作厚壁中央部分的中心，从而得到厚壁中央部分的旧γ颗粒的平均晶体粒径。如上述测定方法所述，使用苦味酸饱和水溶液使旧γ晶界显现，根据JIS G0551所示的方法，将粒度编号换算为粒径，从而求出旧γ颗粒的平均晶体粒径。
[拉伸试验]
从各试验材料的板厚中央部分，采集基于JIS Z2201(1998)的14A号拉伸试验片(D＝8.5mmφ)。使用所采集的试验片在常温(25℃)的大气中实施基于JIS Z 2241(1998)的拉伸试验，从而求出屈服强度(0.2％耐力)。
[韧性评价试验]
从试验编号1～17的表层部分及厚壁中央部分(板厚中央部分)，以平行于板材的横截面方向的方式采集基于JIS Z2242的4号试验片的V切口试验片。表层部分的V切口试验片包括表面，横截面为10mm×10mm，V切口的深度为2mm。对于厚壁中心部的V切口试验，板厚的中心位于横截面(10mm×10mm)的中心，V切口的深度为2mm。
使用所采集的V切口试验片在-40℃下实施基于JIS Z2242的夏比冲击试验，求出-40℃下的吸收能量。
[表层部分的硬度试验]
试验编号1～17的各试验材料中，按照以下方法测定表层部分的维氏硬度。从距各试验材料的表面2mm深的位置任意选择3个测定点。在各测定点处实施基于JIS Z2244(2009)的维氏硬度试验。此时，试验力为10kgf。将由3个测定点处得到的维氏硬度的平均值定义为该试验材料的表层部分的硬度(HV)。
[试验结果]
将试验结果示于表2。参照表2，试验编号9、10、12、13、16的化学组成均合适。因此，屈服强度高达551MPa以上。而且，再加热温度适当，因此表层部分的旧γ颗粒的平均晶体粒径低于80μm。因此，表层部分的维氏硬度低至小于245HV。
进而，尽管板厚厚至53mm、60mm，但是表层部分及厚壁中央部分的平均晶体粒径之差(以下，称为粒径差)低于50μm，厚壁中央部分及表层部分的吸收能量均为100J以上。而且，厚壁中央部分与表层部分处的吸收能量差小至低于100J，韧性的偏差小。
另一方面，试验编号1～3中使用的钢编号A的化学组成中不含有Nb。因此，试验编号1～3的试验材料的屈服强度比试验编号9、10、12、13、16低。
试验编号4～6中使用的钢编号B的化学组成中的Ti含量高。因此，厚壁中央部分及表层部分处的-40℃下的吸收能量低。
试验编号7、8及11的再加热温度低。因此，表层部分的旧γ颗粒的平均晶体粒径大至80μm以上。因此，表层部分的维氏硬度高，且表层部分的-40℃下的吸收能量低。而且，粒径差大至50μm以上，因此在厚壁中央部分与表层部分处的吸收能量差大至100J以上，韧性的偏差大。
试验编号15的再加热温度低。因此，表层部分及厚壁中央部分的粒径差大至50μm以上。因此，表层部分及厚壁中央部分的-40℃下的吸收能量差大至100J以上，韧性的偏差大。
试验编号14及17的再加热温度高。因此，中央部分及表层部分的旧γ粒径的平均晶体粒径大至80μm以上。因此，中央部分及表层部分的-40℃下的吸收能量低。而且，表层部分的维氏硬度高。
实施例2
[试验材料的制造]
将具有表3所示化学组成的钢用转炉铸锭，通过连续铸造法制造多个圆形钢坯。
表3
表3所示化学组成是适当的。将圆形钢坯利用加热炉加热至1250℃。接着，将圆形钢坯利用穿孔机进行穿孔轧制从而形成管坯。接着，利用芯棒式无缝管轧机将各管坯进行拉伸轧制。接着，利用分级机将各管坯进行定径轧制，从而制造厚壁53mm的管坯。
刚定形轧制后，不将管坯冷却至室温，而用补热炉均热至950℃。其后，实施水淬火。对淬火后的管坯实施再加热。此时的再加热温度为1050℃。再加热后，对管坯再次实施水淬火。对淬火后的管坯在600℃下实施30分钟回火，从而制造无缝钢管。
[评价试验]
与实施例1同样，实施旧γ颗粒的平均晶体粒径测定试验、拉伸试验、韧性评价试验及表层部分的硬度试验。需要说明的是，关于表层部分，在无缝钢管的内面侧的表层部分、和外表面侧的表层部分处，分别求出维氏硬度、吸收能量及平均晶体粒径。
[试验结果]
将试验结果示于表4。
表4
参照表4，试验编号18的化学组成是适当的。因此，屈服强度高达551MPa以上。而且，再加热温度是适当的，因此表层部分(内表面侧及外表面侧)的旧γ颗粒的平均晶体粒径低于80μm。因此，表层部分的维氏硬度低至低于245HV。进而，-40℃下的吸收能量高至100J以上。
而且，尽管厚壁厚至53mm，但是表层部分及厚壁中央部分的粒径差低于50μm，厚壁中央部分及表层部分的吸收能量差小至低于100J。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明不限定于上述实施方式，能够在不脱离其要旨的范围内将上述实施方式适宜变化来实施。
产业上的可利用性
基于本发明的无缝钢管例如能够用作线管，特别适合于海底线管(出油管及立管)。

Claims (6)

1.一种无缝钢管，以质量％计，含有下述成分：
C：0.03～0.08％、
Si：0.25％以下、
Mn：0.3～2.0％、
P：0.05％以下、
S：0.005％以下、
Al：0.001～0.10％、
Cr：0.02～1.0％、
Ni：0.02～1.0％、
Mo：0.02～0.8％、
N：0.002～0.008％、
Ca：0.0005～0.005％、及
Nb：0.01～0.1％，
余量为Fe及杂质，
具有50mm以上的厚壁，
所述无缝钢管的垂直于轴向的截面中，以距表面2mm深的位置为中心的500μm×500μm的区域的表层部分中的旧奥氏体颗粒的平均晶体粒径低于80μm，
所述表层部分中的旧奥氏体颗粒的平均晶体粒径、与所述截面中以所述无缝钢管的厚壁的中心位置为中心的500μm×500μm的区域的厚壁中央部分中的旧奥氏体颗粒的平均晶体粒径之差低于50μm。
2.根据权利要求1所述的无缝钢管，
其还含有Ti：0.010％以下代替所述Fe的一部分。
3.根据权利要求1或2所述的无缝钢管，
其含有选自由Cu：1.0％以下、及V：0.1％以下组成的组中的1种以上代替所述Fe的一部分。
4.一种无缝钢管的制造方法，其具备下述工序：
将原料进行加热的工序，所述原料以质量％计、含有C：0.03～0.08％、Si：0.25％以下、Mn：0.3～2.0％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.001～0.10％、Cr：0.02～1.0％、Ni：0.02～1.0％、Mo：0.02～0.8％、N：0.002～0.008％、Ca：0.0005～0.005％、及Nb：0.01～0.1％，余量为Fe及杂质；
将加热过的所述原料穿孔及轧制从而制造管坯的工序；
将轧制后的所述管坯加速冷却的工序；
将加速冷却过的所述管坯再加热并在990～1100℃下进行均热的工序；
将均热过的所述管坯骤冷从而淬火的工序；和
将淬火过的所述管坯进行回火的工序。
5.根据权利要求4所述的无缝钢管的制造方法，其中，
所述原料还含有Ti：0.010％以下取代所述Fe的一部分。
6.根据权利要求4或5所述的无缝钢管的制造方法，其中，
所述原料还含有选自由Cu：1.0％以下、及V：0.1％以下组成的组中的1种以上代替所述Fe的一部分。
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