CN105358724A - 抗氢致裂纹性和韧性优异的钢板和管线管用钢管 - Google Patents

抗氢致裂纹性和韧性优异的钢板和管线管用钢管 Download PDF

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Abstract

实现抗氢致裂纹性和韧性确实优异的钢板。该钢板具有的特征在于，以质量％计满足C：0.02～0.15％、Si：0.02～0.50％、Mn：0.6～2.0％、P：高于0％并在0.030％以下、S：高于0％并在0.003％以下、Al：0.010～0.08％、Ca：0.0003～0.0060％、N：0.001～0.01％、和O：高于0％并在0.0045％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，所述Ca和所述S的质量比即Ca/S为2.0以上，且所述Ca、所述S和所述O满足(Ca－1.25S)/O≤1.80，此外，钢中的Ar气含量为0.5μL/cm3以下。

Description

抗氢致裂纹性和韧性优异的钢板和管线管用钢管
技术领域
本发明涉及抗氢致裂纹性和韧性优异的钢板和管线管用钢管。特别是涉及适合于天然气·原油输送用管线管和压力容器、贮存用储罐等的抗氢致裂纹性和韧性优异的钢板，和使用该钢板得到的抗氢致裂纹性和韧性优异的管线管用钢管。
背景技术
主要是在石油·燃气等的输送用管线管和压力容器、贮存用储罐中，从安全性的观点出发，为了抑制脆性破裂的发生，并且为了防止·抑制在破裂发生时龟裂的传播，对于构成该管线管等的钢材要求有高韧性。此外近年来，伴随含有硫化氢的劣质资源的开发，抗氢致裂纹性和耐应力腐蚀裂纹性等的所谓的抗硫性也很必要。氢致裂纹已知是伴随上述硫化氢等造成的腐蚀反应而侵入到钢材内部的氢，聚集在以MnS和Nb(C、N)为首的非金属夹杂物等处，由于气化而发生的裂纹。以下，将上述氢致裂纹称为HIC(Hydrogen－InducedCracking)，将上述抗氢致裂纹性称为抗HIC性。若在管线管等的使用中发生HIC，则结构物的韧性降低。
至今，关于提高抗HIC性的技术提出有几个。例如在专利文献1中公开有一种钢材，其通过抑制板厚中心部的Mn、Nb、Ti的偏析度而改善了氢致裂纹性。另外在专利文献2中公开有一种方法，其通过Ca和O和S的含量构成的参数式，抑制以MnS和Ca系氧硫化物为起点的HIC。
根据这些方法，虽然大部分的HIC得到抑制，但如后述，仍有在光学显微镜级别下难以观察到的微细的HIC局部性地大量发生的情况，相当于实际使用中的HIC试验后招致局部性的韧性降低。因此，要求该HIC试验后的韧性的高水平稳定化。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010－209461号公报
专利文献2：日本特开平06－136440号公报
发明内容
本发明着眼于上述这样的情况而形成，其目的在于，实现抗氢致裂纹性和韧性优异的钢板及管线管用钢管。
能够解决上述课题的本发明的抗氢致裂纹性和韧性优异的钢板，在以下方面具有特征，以质量％计，满足C：0.02～0.15％、Si：0.02～0.50％、Mn：0.6～2.0％、P：高于0％并在0.030％以下、S：高于0％并在0.003％以下、Al：0.010～0.08％、Ca：0.0003～0.0060％、N：0.001～0.01％、和O：高于0％并在0.0045％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，所述Ca与所述S的比，即Ca/S为2.0以上，并且所述Ca、所述S和所述O满足(Ca－1.25S)/O≤1.80，此外，钢中的Ar气含量为0.50微升/cm3以下。以下，将微升表示为“μL”。
所述钢板，作为其他的元素，也可以还含有如下：
(a)从B：高于0％并在0.005％以下、V：高于0％并在0.1％以下、Cu：高于0％并在1.5％以下、Ni：高于0％并在1.5％以下、Cr：高于0％并在1.5％以下、Mo：高于0％并在1.5％以下、和Nb：高于0％并在0.06％以下所构成的群中选择的一种以上的元素；和(b)从Ti：高于0％并在0.03％以下、Mg：高于0％并在0.01％以下、REM：高于0％并在0.02％以下、和Zr：高于0％并在0.010％以下所构成的群中选择的一种以上的元素。
上述钢板，适合作为管线管用和压力容器用。另外在本发明中，也包括使用上述钢板制造的管线管用钢管。以下，将所述钢板和所述钢管统称为钢材的情况。
根据本发明，因为作为钢板满足规定的成分组成，并且将钢中的Ar气含量抑制在规定范围内，所以能够提供抗氢致裂纹性和韧性优异的钢板及管线管用钢管。
具体实施方式
本发明者们为了解决所述课题而反复锐意研究。首先本发明者们对于各种钢板实施NACE(NationalAssociationofCorrosionandEngineer)TM0284所规定的HIC试验，评价抗HIC性。上述NACE试验，是在5％NaCl溶液+0.5％醋酸，pH2.7的溶液中使硫化氢气体饱和，96小时后评价HIC的发生的试验。
其次，本发明者们对于例如CAMP－ISIJVol.24(2011)－P671所示这样已知在HIC试验中氢浓度特别高的钢板表层部，遵循ASTMA370实施HIC试验后的摆锤冲击特性。其结果可知，夏比冲击吸收能的值有偏差。
对其原因进行调査，特别是对于夏比冲击吸收能的值有偏差，并显示出低的值的试料进行调时认识到，在所述NACE试验所规定的100倍的显微镜观察中无法观察到的、观察极限以下的微细的HIC发生。此外对于上述微细的HIC的发生原因进行研究的结果，首先发现钢中的Ar气是原因。
因此，对于钢中的Ar气的含量，与HIC试验后的钢板表层部的韧性的偏差的关系进行调査时，发现两者有明确的相关关系。进一步详细调査的结果了解到，上述Ar气含量多时，板坯中残留的Ar气泡在热轧时未完全压接而作为微细的缺陷残留在钢板中，以其为起点而发生微细的HIC，通过夏比式冲击试验，致使构成与钢板表面平行的裂纹的缺口发生，因此夏比冲击吸收能降低。
接着，为了如后述的实施例中的评价那样，得到HIC试验后钢板表层部的高水平稳定的韧性，对于将上述钢中的Ar气含量抑制在何种程度为宜进行了研究。其结果发现，使上述钢中的Ar气含量为0.50μL/cm3以下即可。上述Ar气含量优选为0.30μL/cm3以下，更优选为0.25μL/cm3以下。但是，由于制造工序中的例如抑制注入嘴的堵塞、用于脱气的RH中的回流、和为了夹杂物浮选而中间包(tundish，TD)内进行搅拌等需要将Ar喷送到钢液中，所以将钢中的Ar气含量控制为零有困难。
还有，上述“钢中的Ar气含量”，由后述的实施例所述的方法求得。
为了确保优异的抗HIC性和韧性，在控制上述钢中的Ar气含量的同时，还需要控制钢材的成分组成。此外，为了确保例如作为管线管用钢板和压力容器所要求的高强度和优异的焊接性等其他的特性，需要使钢板的成分组成如下述。以下，对于各成分的规定理由进行说明。
〔成分组成〕
[C：0.02～0.15％]
C是用于确保母材和焊接部的强度所必不可少的元素，需要使之含有0.02％以上。C量优选为0.03％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，若C量过多，则HAZ韧性和焊接性劣化。另外若C量过剩，则构成HIC的起点和断裂进展路径的NbC、岛状马氏体容易生成。因此C量需要为0.15％以下。优选为0.12％以下，更优选为0.10％以下。
[Si：0.02～0.50％]
Si具有脱氧作用，并且对于母材和焊接部的强度提高是有效的元素。为了得到这些效果，使Si量为0.02％以上。Si量优选为0.05％以上，更优选为0.15％以上。但是，若Si量过多，则焊接性和韧性劣化。另外若Si量过剩，则岛状马氏体产生，HIC发生·进展。因此Si量需要抑制在0.50％以下。Si量优选为0.45％以下，更优选为0.35％以下。
[Mn：0.6～2.0％]
Mn对于母材和焊接部的强度提高是有效的元素，在本发明中使之含有0.6％以上。Mn量优选为0.8％以上，更优选为1.0％以上。但是，若Mn量过多，则MnS生成，不仅使抗氢致裂纹性劣化，而且HAZ韧性、焊接性也劣化。因此使Mn量的上限为2.0％。Mn量优选为1.8％以下，更优选为1.5％以下，进一步优选为1.2％以下。
[P：高于0％并在0.030％以下]
P是钢材中不可避免被含有的元素，若P量高于0.030％，则母材、HAZ部的韧性劣化显著，抗氢致裂纹性也劣化。因此在本发明中将P量抑制在0.030％以下。P量优选为0.020％以下，更优选为0.010％以下。
[S：高于0％并在0.003％以下]
若S过多，则大量生成MnS，是使抗氢致裂纹性显著劣化的元素，因此本发明中使S量的上限为0.003％。S量优选为0.002％以下，更优选为0.0015％以下，进一步优选为0.0010％以下。像这样从抗氢致裂纹性提高的观点出发，优选少的方法。
[Al：0.010～0.08％]
Al是强脱氧元素，若Al量少，是氧化物中的Ca浓度上升，即，Ca系夹杂物容易在钢板表层部形成，微细的HIC发生。因此在本发明中，需要使Al为0.010％以上。Al量优选为0.020％以上，更优选为0.030％以上。另一方面，若Al含量过多，则Al的氧化物团簇状地生成，成为氢致裂纹的起点。因此Al量需要为0.08％以下。Al量优选为0.06％以下，更优选为0.05％以下。[Ca：0.0003～0.0060％]
Ca具有控制硫化物的形态的作用，具有通过形成CaS而抑制MnS的形成的效果。为了得到这一效果，需要使Ca量为0.0003％以上。Ca量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。另一方面，若Ca量高于0.0060％，则HIC以Ca系夹杂物为起点而大量发生。因此在本发明中，使Ca量的上限为0.0060％。Ca量优选为0.0045％以下，更优选为0.0035％以下，进一步优选为0.0025％以下。
[N：0.001～0.01％]
N在钢组织中作为TiN析出，抑制HAZ部的奥氏体晶粒的粗大化，此外还促进铁素体相变，是使HAZ部的韧性提高的元素。为了得到这一效果，需要使N含有0.001％以上。N量优选为0.003％以上，更优选为0.0040％以上。但是若N量过多，则由于固溶N的存在反而导致HAZ韧性劣化，因此N量需要为0.01％以下。优选为0.008％以下，更优选为0.0060％以下。
[O：高于0％并在0.0045％以下]
O即氧，从提高洁净度的观点出发优选低的方法，O大量含有时，除了韧性劣化以外，以氧化物为起点HIC发生，抗氢致裂纹性劣化。从这一观点出发，O量需要为0.0045％以下，优选为0.0030％以下，更优选为0.0020％以下。
[所述Ca与所述S的质量比Ca/S：2.0以上]
如前述，S作为硫化物系夹杂物而形成MnS，以该MnS为起点HIC发生。因此，添加Ca将钢中的硫化物系夹杂物作为CaS而控制形态，实现S对于抗HIC性的无害化。为发充分地发挥这一作用效果，需要使Ca/S为2.0以上。Ca/S优选为2.5以上，更优选为3.0以上。还有，根据本发明所规定的Ca量与S量，Ca/S的上限为17左右。
[(Ca－1.25S)/O≤1.80]
为了抑制Ca系氧硫化物导致的HIC的发生，有效的是抑制Ca系夹杂物之中也特别容易形成凝结体的CaO。还有为此，从钢中总Ca量中减去作为CaS存在的Ca部分的Ca量即“Ca－1.25S”对于O量必须不能过剩。若相对于O量，作为Ca量的“Ca－1.25S”过剩，则作为氧化物系夹杂物容易形成CaO，该CaO的凝结体，即粗大的Ca系夹杂物容易在钢板表层部大量形成。为了对其加以抑制，本发明者们对于(Ca－1.25S)/O与韧性的关系进行研究时发现，为了得到优异的韧性，需要使(Ca－1.25S)/O为1.80以下。所述(Ca－1.25S)/O优选为1.40以下，更优选为1.30以下，进一步优选为1.20以下，特别优选为1.00以下。还有，从抑制与CaO同样容易形成凝结体的Al2O3的观点出发，(Ca－1.25S)/O的下限值为0.1左右。
本发明的钢板和钢管的成分，如上所述，余量由铁和不可避免的杂质构成。另外，除了上述元素以外，通过还含有
(a)从下述量的B、V、Cu、Ni、Cr、Mo和Nb所构成的群中选择的一种以上的元素，则能够进一步提高强度和韧性，
(b)通过还含有从下述量的Ti、Mg、REM和Zr所构成的群中选择的一种以上的元素，则能够提高HAZ韧性，以及促进脱硫而进一步改善抗HIC性。以下，对于这些元素进行详述。
[B：高于0％并在0.005％以下]
B提高淬火性，提高母材和焊接部的强度，并且在焊接时，在被加热的HAZ部冷却的过程中与N结合而析出BN，促进来自奥氏体晶粒内的铁素体相变，因此使HAZ韧性提高。为了得到这一效果，优选使B量含有0.0002％以上。B量更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。但是，若B含量过多，则母材和HAZ部的韧性劣化，或招致焊接性的劣化，B量优选为0.005％以下。B量更优选为0.004％以下，进一步优选为0.0030％以下。
[V：高于0％并在0.1％以下]
V是对于强度的提高有效的元素，为了得到这一效果，优选使之含有0.003％以上。更优选为0.010％以上。另一方面，若V含量高于0.1％，则焊接性和母材韧性劣化。因此V量优选为0.1％以下，更优选为0.08％以下。
[Cu：高于0％并在1.5％以下]
Cu使淬火性提高，对于提高强度是有效的元素。为了得到这一效果，优选使Cu含有0.01％以上。Cu量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是，若Cu含量高于1.5％，则韧性劣化，因此优选为1.5％以下。Cu量更优选为1.0％以下，进一步优选为0.50％以下。
[Ni：高于0％并在1.5％以下]
Ni是对于母材和焊接部的强度和韧性的提高有效的元素。为了得到这一效果，优选使Ni量为0.01％以上。更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是若Ni被大量含有，则作为结构用钢材极为高价，因此从经济性的观点出发，Ni量优选为1.5％以下。Ni量更优选为1.0％以下，进一步优选为0.50％以下。
[Cr：高于0％并在1.5％以下]
Cr是对强度的提高有效的元素，为了得到这一效果，优选使之含有0.01％以上。Cr量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。另一方面，若Cr量高于1.5％，则HAZ韧性劣化。因此Cr量优选为1.5％以下。Cr量更优选为1.0％以下，进一步优选为0.50％以下。
[Mo：高于0％并在1.5％以下]
Mo对于母材的强度和韧性的提高是有效的元素。为了得到这一效果，优选使Mo量为0.01％以上。Mo量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是，若Mo量高于1.5％，则HAZ韧性和焊接性劣化。因此Mo量优选为1.5％以下，更优选为1.0％以下，进一步优选为0.50％以下。
[Nb：高于0％并在0.06％以下]
Nb不会使焊接性劣化，而对于提高强度和母材韧性是有效的元素。为了得到这一效果，优选使Nb量为0.002％以上。Nb量更优选为0.010％以上，进一步优选为0.020％以上。但是，若Nb量高于0.06％，母材和HAZ的韧性劣化。因此，在本发明中优选使Nb量的上限为0.06％。Nb量更优选为0.050％以下，进一步优选为0.040％以下，更进一步优选为0.030％以下。
[Ti：高于0％并在0.03％以下]
Ti在钢中作为TiN析出，由此防止焊接时的HAZ部的奥氏体晶粒的粗大化，并且促进铁素体相变，因此对于使HAZ部的韧性提高是有效的元素。此外Ti显示出脱硫作用，因此在抗HIC特性的提高方面也是有效的元素。为了得到这些效果，优选使Ti含有0.003％以上。更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。另一方面，若Ti含量过多，则固溶Ti和TiC析出，母材与HAZ部的韧性劣化，因此优选为0.03％以下。Ti量更优选为0.02％以下。
[Mg：高于0％并在0.01％以下]
Mg通过晶粒的微细化，对于韧性的提高是有效的元素，另外显示出脱硫作用，因此在抗HIC特性的提高方面也是有效的元素。为了得到这些效果，优选使Mg含有0.0003％以上。更优选为0.001％以上。另一方面，即便使Mg过剩地含有，效果也是饱和，因此Mg量的上限优选为0.01％。Mg量更优选为0.005％以下。
[REM：高于0％并在0.02％以下]
REM(RareEarthMetal，稀土元素)，通过脱硫作用而抑制MnS的生成，对于提高抗氢致裂纹性是有效的元素。为了发挥这样的效果，优选使REM含有0.0002％以上。REM量更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。另一方面，即便使REM大量含有，效果也是饱和。因此REM量的上限优选为0.02％。从抑制铸造时的浸渍浇注嘴的堵塞而提高生产率的观点出发，更优选使REM量为0.015％以下，进一步优选为0.010％以下，更进一步优选为0.0050％以下。还有，在本发明中，上述所谓REM，意思是镧系元素，即从La至Lu的15个元素以及Sc和Y。
[Zr：高于0％并在0.010％以下]
Zr借助脱硫作用而使抗HIC特性提高，并且形成氧化物并微细分散，是有助于HAZ韧性提高的元素。为发了挥这些效果，优选使Zr量为0.0003％以上。Zr量更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上，更进一步优选为0.0015％以上。另一方面，若过剩地添加Zr，则形成粗大的夹杂物而使抗氢致裂纹性和母材韧性劣化。因此Zr量优选为0.010％以下。Zr量更优选为0.0070％以下，进一步优选为0.0050％以下，更进一步优选为0.0030％以下。
以上，对于本发明所规定的钢板进行了说明。制造本发明的钢板的方法，只要是能够得到满足上述Ar气含量的规定的钢板的方法，便没有特别限定。作为容易得到上述规定的钢板，推荐下述的方法。
〔制造方法〕
为了达成上述Ar气含量，推荐在连续铸造工序中，优选在铸模内，使熔点为1550℃以上的长径在3μm以上的夹杂物的个数密度存在3个/cm2以上。
上述熔点为1550℃以上的夹杂物，在铸模内作为固体存在，因此与钢液润湿性差，夹杂物之间凝集，并且Ar气卷入夹杂物中而发生体积膨胀，因此容易浮起。另外，长径在3μm以上的比较粗大的夹杂物，因为在铸模内相互接触而更加粗大化，并且卷入Ar气泡，所以能够促进铸模内的Ar气泡的浮选。其结果是，能够减少钢中的Ar气含量。特别是在铸模内注入钢液以前的工序中使用Ar气时，因为Ar气容易残留在钢中，所以上述夹杂物的浮选有效。
作为上述熔点为1550℃以上的夹杂物，例如可列举Al2O3和CaO及它们的复合夹杂物。复合夹杂物等熔点不明时，通过能量色散型X射线光谱法等实施夹杂物的定量分析，制成模拟其组成的人工夹杂物，由激光显微镜等测量该人工夹杂物开始熔化的温度，从而能够掌握熔点。另外，更简易的是，铸模内的液体夹杂物凝固后呈球形，也可以利用对其的观察，将长宽比为1.3以上的夹杂物作为1550℃以上的夹杂物处理。
上述夹杂物的个数密度，更优选为5个/cm2以上，进一步优选为10个/cm2以上，但上述夹杂物的个数密度过剩，母材和HAZ部的韧性也会劣化，因此上述夹杂物的个数密度的上限大约为100个/cm2。
作为达成上述夹杂物的个数密度的具体的手段，例如，可列举使精炼工序中的RH的环流时间为45分钟以下，经上述RH添加Ca之后经过15分钟以上之后，
(A)在使用了热态再利用中间包的连续铸造机中，使用前炉料铸造结束后经过30分钟以上的中间包进行铸造的方法；和
(B)在热态再利用中间包内的钢液中，添加例如0.04kg/ton以上的金属Al之后进行铸造的方法等。可列举采用上述(A)或(B)的方法，或在上述(A)的方法基础上采用上述(B)的方法。上述金属Al的添加量，例如能够为0.2kg/ton左右。上限大约为0.50kg/ton以下，优选为0.40kg/ton以下。
作为减少钢中的Ar气含量的别的手段，还可列举抑制·停止注入嘴、RH、中间包中的Ar的使用。但是为了抑制上述注入嘴的堵塞而防止成品率的降低，有效的是从距注入嘴的吐出孔上部50mm以上的位置喷送Ar，而不推荐停止注入嘴的Ar的使用。还有，为了达成规定的Ar气含量，推荐使上述注入嘴的Ar喷送量优选为9.0L(升)/t(吨)以下，更优选为6.0L/t以下。还有，还可考虑将用于上述注入嘴喷送的气体从Ar气变成氮气，但氮气的情况下，因为不能控制钢板的N量，所以韧性容易劣化，因此不为优选。
在本发明中，如上述对于铸造后的工序没有特别特限制，遵循常规方法进行热轧，便能够制造钢板。另外，能够使用该钢板，以通常所进行的方法制造管线管用钢管。使用本发明的钢板得到的管线管用钢管其抗HIC性和韧性也优异。
本申请基于2013年7月1日所申请的日本国专利申请第2013－138178号主张优先权的利益。2013年7月1日申请的日本国专利申请第2013－138178号的说明书的全部内容，用于本申请的参考而援引。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前·后述的宗旨的范围内当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
熔炼表1所示的成分组成的钢，通过连续铸造，作为厚度280mm的钢片而得到板坯。还有，在铸模内进行铸造，使长径3μm以上的夹杂物个数成为3个/cm2以上。具体来说，该夹杂物的个数控制，在本实施例中，使RH的环流时间为5分钟以上、45分钟以下，RH环流后添加Ca，之后使之经过15分钟以上且45分钟以下。其后，在使用了热态再利用中间包的连续铸造机中，在前炉料的铸造结束后经过30分钟以上且60分钟以下的中间包中注满钢液，其后在中间包内的钢液中添加0.04kg/ton以上，上限为0.50kg/ton左右的金属Al而进行铸造。还有，夹杂物个数密度的测量，使用从铸造后10分钟之后的铸模内提取的试样。
上述铸模内的夹杂物个数，由铸模内提取钢液试样，通过SEM(ScanningElectronMicroscope)观察。在观察中，倍率为400倍，视野数为30个视野。然后，长径为3μm以上，长宽比为1.3以上的夹杂物视为熔点1550℃以上的夹杂物，求得其个数密度。表2中，根据上述方法，铸模内存在上述夹杂物的个数密度为3个/cm2以上时显示为“OK”，否则显示为“NG”。
其后，使通过连续铸造制造的钢片达到1050～1250℃而加热上述板坯后，使钢板的表面温度为900℃以上，通过计算求得的1000℃以上的钢板平均温度下的累积压下率为40％以上，且以每1道次的压下率为10％以上的轧道达2个道次以上的方式进行热轧，其后，再以700℃以上且低于900℃的累积压下率为20％以上的方式进行热轧，轧制结束温度为700℃以上、低于900℃，之后，从650℃以上的温度开始水冷，在350～600℃的温度下停止，其后，再空冷至室温。这样，得到尺寸为9～50mm板厚×2000～3500mm宽×12000～35000mm长的各种成分组成的钢板。
然后使用各钢板，如下述所示，进行钢中的Ar气含量的测量。另外，进行HIC试验而评价抗HIC性，进行夏比冲击试验评价韧性。
[钢中的Ar气含量的测量]
将从钢板表面切下的制品板厚×15mm×15mm的试验片装入真空室中，使真空度为2×10-5Torr以下后，使用三菱マテリアル社制G－直柄钻头，从钢板表面进行钻孔加工至表面下5mm，提取钢中的气体成分，之后，作为四极质谱仪，使用アネルバ社制M－101QA－TDM型，质量数测量范围：1～100amu，对于气体成分进行定量分析。作为所述G－直柄钻头，使用型号GSDD3000，直径D1：3.0mm，槽长L3：32mm，总长：71mm，刃径：3.0mm的钻头。然后，求得Ar量相对于由所述钻头加工而被钻孔的钢材的体积的比(μL/cm3)。在钢板的任意10处位置进行该测量，10处之中的最大值作为“钢中的Ar气含量”。
[HIC试验]
HIC试验，遵循NACEstandardTM0284－2003实施·评价。详细地说，从各钢板的宽W的1/4位置和1/2位置，分别提取各20个试验片。该试验片的尺寸为板厚×宽：100mm×轧制方向：20mm。然后将该试验片浸渍到使1atm的硫化氢饱和的25℃的、含有0.5％NaCl和0.5％醋酸的水溶液中96小时，遵循NACEstandardTM0284－2003FIGURE3进行截面评价，测量裂纹长度率，具体来说测量裂纹长度合计相对于试验片宽度的比例(％)。该比例以下称为CLR(CrackLengthRatio)。然后，所述CLR为3％以下时评价为抗HIC性优异，即OK，CLR高于3％时评价为抗HIC性差，即NG。
[夏比冲击试验]
NACE试验后，以钢板表面下6mm为中心，遵循ASTMA370，在与轧制方向垂直的方向提取10个板厚方向10mm×轧制方向10mm的夏比冲击试验片，在钢板的板厚方向实施切口。夏比冲击试验遵循ASTMA370实施，试验温度20℃，评价夏比吸收能和脆性断面率。对于提取的计10个夏比冲击试验片，抽取脆性断面率为5％以下的，之后求得夏比冲击吸收能的值的标准偏差σ，该标准偏差σ为20J以下的评价为韧性优异，特别是评价为韧性的偏差小，能够确实地达成高韧性。
这些结果显示在表2中。
[表1]
[表2]
由表1和表2可知如下。No.1～13满足规定的成分组成，且钢中的Ar气含量抑制在规定范围内，因此抗HIC性优异，且能够稳定获得优异的韧性。
相对于此，No.14和15因为钢中的Ar气含量过剩，所以韧性的偏差大。No.16因为钢板的化学成分组成中Ca/S脱离本发明的规定，所以为抗HIC性差结果。另外No.17因为(Ca－1.25S)/O的值大，Ca系夹杂物，特别是CaO大量形成，所以抗HIC性差，并且韧性的偏差也大。
产业上的可利用性
本发明的钢板，因为抗氢致裂纹性和HAZ韧性优异，所以适用于天然气·原油的输送用管线管和压力容器、贮存用储罐等。

Claims (5)

1.一种抗氢致裂纹性和韧性优异的钢板，其特征在于，以质量％计，满足
C：0.02～0.15％、
Si：0.02～0.50％、
Mn：0.6～2.0％、
P：高于0％并在0.030％以下、
S：高于0％并在0.003％以下、
Al：0.010～0.08％、
Ca：0.0003～0.0060％、
N：0.001～0.01％、和
O：高于0％并在0.0045％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，
所述Ca与所述S的质量比即Ca/S为2.0以上，并且
所述Ca、所述S和所述O满足(Ca－1.25S)/O≤1.80，
此外，钢中的Ar气含量为0.50μL/cm3以下。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，以质量％计还含有以下的(a)和(b)中的至少一者作为其他的元素，
(a)从B：高于0％并在0.005％以下、
V：高于0％并在0.1％以下、
Cu：高于0％并在1.5％以下、
Ni：高于0％并在1.5％以下、
Cr：高于0％并在1.5％以下、
Mo：高于0％并在1.5％以下、和
Nb：高于0％并在0.06％以下所构成的群中选择的一种以上的元素；
(b)从Ti：高于0％并在0.03％以下、
Mg：高于0％并在0.01％以下、
REM：高于0％并在0.02％以下、和
Zr：高于0％并在0.010％以下所构成的群中选择的一种以上的元素。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其用于管线管。
4.根据权利要求1或2所述的钢板，其用于压力容器。
5.一种管线管用钢管，其中，使用权利要求1或2所述的钢板制造。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106756538A (zh) * 2016-11-30 2017-05-31 武汉钢铁股份有限公司 抗腐蚀和开裂的高强度移动压力容器钢及其制造方法
CN108893683A (zh) * 2018-08-01 2018-11-27 石钢京诚装备技术有限公司 一种抗硫管线钢及其生产方法
CN109694991A (zh) * 2017-10-20 2019-04-30 鞍钢股份有限公司 一种抗氢致裂纹性能优异的容器钢板
CN110396647A (zh) * 2019-08-22 2019-11-01 中天钢铁集团有限公司 一种高电磁性能及高强度低合金钢及其生产工艺与用途
CN115652183A (zh) * 2022-11-08 2023-01-31 湖南华菱涟源钢铁有限公司 合金结构钢的制备方法和合金结构钢

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6343472B2 (ja) * 2014-03-28 2018-06-13 株式会社神戸製鋼所 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管
JP2016125140A (ja) * 2014-12-26 2016-07-11 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP2016125137A (ja) * 2014-12-26 2016-07-11 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP6584912B2 (ja) * 2014-12-26 2019-10-02 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
WO2016104528A1 (ja) * 2014-12-26 2016-06-30 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP2016125139A (ja) * 2014-12-26 2016-07-11 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP6869151B2 (ja) * 2016-11-16 2021-05-12 株式会社神戸製鋼所 鋼板およびラインパイプ用鋼管並びにその製造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0941083A (ja) * 1995-07-28 1997-02-10 Nkk Corp 耐ｈｉｃ及び耐ｓｓｃｃ特性に優れた電縫管及びその製造方法
JP2008274355A (ja) * 2007-04-27 2008-11-13 Jfe Steel Kk 表面品質、破壊靱性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法
JP2010116611A (ja) * 2008-11-13 2010-05-27 Kobe Steel Ltd 大入熱時でのｈａｚ靱性に優れた低硫厚板鋼板の製造方法
CN102002630A (zh) * 2010-11-29 2011-04-06 南阳汉冶特钢有限公司 抗hic压力容器用钢q345r-z35特厚板及其生产方法
CN102719744A (zh) * 2012-06-25 2012-10-10 宝山钢铁股份有限公司 低温结构用钢及其制造方法
CN102839326A (zh) * 2012-09-07 2012-12-26 首钢总公司 抗氢致裂纹bns钢板及其生产方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06136440A (ja) 1992-10-28 1994-05-17 Nippon Steel Corp 耐サワー性の優れた高強度鋼板の製造法
JP2914138B2 (ja) * 1993-11-17 1999-06-28 住友金属工業株式会社 高耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法
JPH07216500A (ja) * 1994-01-28 1995-08-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性の優れた高強度鋼材及びその製造方法
JPH08283826A (ja) * 1995-04-10 1996-10-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 高清浄極低硫耐ｈｉｃ鋼の製造方法
JP5423324B2 (ja) 2009-02-12 2014-02-19 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
CN102732666A (zh) * 2012-07-05 2012-10-17 首钢总公司 控制抗氢致开裂管线钢中厚板非金属夹杂物的方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0941083A (ja) * 1995-07-28 1997-02-10 Nkk Corp 耐ｈｉｃ及び耐ｓｓｃｃ特性に優れた電縫管及びその製造方法
JP2008274355A (ja) * 2007-04-27 2008-11-13 Jfe Steel Kk 表面品質、破壊靱性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法
JP2010116611A (ja) * 2008-11-13 2010-05-27 Kobe Steel Ltd 大入熱時でのｈａｚ靱性に優れた低硫厚板鋼板の製造方法
CN102002630A (zh) * 2010-11-29 2011-04-06 南阳汉冶特钢有限公司 抗hic压力容器用钢q345r-z35特厚板及其生产方法
CN102719744A (zh) * 2012-06-25 2012-10-10 宝山钢铁股份有限公司 低温结构用钢及其制造方法
CN102839326A (zh) * 2012-09-07 2012-12-26 首钢总公司 抗氢致裂纹bns钢板及其生产方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
朱志强 等: "《钢分析化学与物理检测》", 30 June 2013 *

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106756538A (zh) * 2016-11-30 2017-05-31 武汉钢铁股份有限公司 抗腐蚀和开裂的高强度移动压力容器钢及其制造方法
CN109694991A (zh) * 2017-10-20 2019-04-30 鞍钢股份有限公司 一种抗氢致裂纹性能优异的容器钢板
CN108893683A (zh) * 2018-08-01 2018-11-27 石钢京诚装备技术有限公司 一种抗硫管线钢及其生产方法
CN110396647A (zh) * 2019-08-22 2019-11-01 中天钢铁集团有限公司 一种高电磁性能及高强度低合金钢及其生产工艺与用途
CN115652183A (zh) * 2022-11-08 2023-01-31 湖南华菱涟源钢铁有限公司 合金结构钢的制备方法和合金结构钢

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Publication number Publication date
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JP2015010266A (ja) 2015-01-19
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