CN107429339A

CN107429339A - 高强度钢及其制造方法、以及钢管及其制造方法

Info

Publication number: CN107429339A
Application number: CN201580078182.7A
Authority: CN
Inventors: 太田周作; 岛村纯二; 石川信行; 远藤茂
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2015-03-27
Filing date: 2015-03-27
Publication date: 2017-12-01
Anticipated expiration: 2035-03-27
Also published as: JPWO2016157235A1; CN107429339B; EP3276020A1; US20180066332A1; KR20170117547A; EP3276020B1; JP6137435B2; EP3276020A4; CA2980983C; WO2016157235A1; CA2980983A1; US10954576B2; KR101997381B1

Abstract

本发明提供即使在中温范围内的长时间时效后也能够实现APIX80以上的钢管所要求的拉伸强度620MPa以上(API X80以上)的技术。一种高强度钢，其包含特定的成分组成，参数P_eff为0.050％以上，在拉森米勒参数(LMP)＝15700的条件下进行的时效后测定的350℃下的拉伸强度(TS)与该时效前测定的350℃下的拉伸强度(TS₀)满足(TS₀‑TS)/TS₀≤0.050的关系，焊接时形成的焊接热影响部的韧性以vE_‑20计为100J以上。

Description

高强度钢及其制造方法、以及钢管及其制造方法

技术领域

本发明涉及中温范围内的长时间时效后的拉伸强度为620MPa以上的高强度钢及其制造方法、以及由该高强度钢构成的钢管及其制造方法。本发明能够适合用于蒸气配管用的高强度钢管。

背景技术

作为从加拿大等埋藏的油层回收油砂的方法，有利用露天开采的方法、和将高温、高压的蒸气利用钢管插入到油层中的蒸气注入法。可应用露天开采的地区少，在大多数地区采用蒸气注入法。

通过蒸气注入法向油层内送入的蒸气的温度位于300～400℃的温度范围(以下称为中温范围)。蒸气注入法中，具有中温范围的温度的蒸气在高压下被送入到油层内。该蒸气的送入中，如上所述，使用钢管。近年来，以伴随能量需求的增加的重质油的回收率的提高和敷设成本的降低为目的，期望钢管的大径化以及高强度化。

作为可以在蒸气注入法中使用的蒸气输送用的钢管的现有技术，有专利文献1和专利文献2。在这些专利文献中，报道了与API X80相当的无缝管，该无缝管的钢管外径最大为16英寸。

近年来，关于通过焊接制造的、可以大径化的高强度钢管的制造技术，在专利文献3、4中公开了具有API X80以上的强度的高强度钢管的制造技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2000-290728号公报

专利文献2：日本专利第4821939号公报

专利文献3：日本专利第5055736号公报

专利文献4：国际公开2012/108027号

发明内容

发明所要解决的问题

专利文献3中，中温范围内的高温特性为约X80，但并没有考虑长时间使用时的强度特性。

作为API X100的高强度钢的制造技术，有上述专利文献4。但是，专利文献4的技术中，为了确保中温范围内的强度，不得不大量使用合金成分。

另外，在完成本发明的过程中明确了：专利文献4记载的技术在中温范围内长时间保持时，拉伸强度的降低显著。

本发明是用于解决上述问题的发明，其目的在于提供即使在中温范围内的长时间时效后也能够实现API X80以上的钢管所要求的拉伸强度620MPa以上(API X80以上)的技术。

用于解决问题的方法

本发明人对中温范围内的高强度钢的特性进行了深入研究。结果得出如下见解：在控制轧制后的加速冷却和之后的再加热这样的制造工艺中，在固溶有Nb的Nb系钢、或者固溶有Nb和V的Nb-V系钢中的贝氏体相变过程中进行再加热时，在加速冷却时的贝氏体相变所带来的强化的基础上，通过再加热时从贝氏体和未相变奥氏体析出的微细析出物所带来的析出强化、中温范围内的位错恢复的抑制，能够抑制中温范围内的强度降低。

另外，存在TiN时，Nb难以固溶。结果，与不添加Ti的情况相比，在加速冷却后的再加热时，难以分散析出微细的Nb碳化物，难以抑制中温范围内的强度降低。但是，由下述式(1)求出的P_eff值为0.070％以上时，即使在添加Ti的情况下也可以充分得到再加热时的微细的Nb和V碳化物的分散析出，能够抑制中温范围内的强度降低。

P_eff(％)＝(0.13Nb+0.24V-0.125Ti)/(C+0.86N) (1)

式(1)中的元素符号是指各元素的含量(质量％)。另外，对于不含有的元素，代入0。

另外，Nb和V是在钢中形成碳化物的元素。利用NbC的析出将钢强化的方法从以往一直进行。另外，V系碳化物在高温下长时间保持时也不易凝聚粗大化，是对高温蠕变强度的确保等有用的元素。在本发明中，使加速冷却后进行再加热时的加热速度加快，从而抑制加热时的析出物的生长。通过该抑制，基本上使含有Nb或者含有Nb和V的碳化物在钢中大量微细析出，得到中温范围内的强度降低抑制效果。

在本发明中，在加速冷却后的再加热中，在大气炉中以比以往在工业上采用的加热速度快的速度进行加热。由此，基本上使含有Nb或者含有Nb和V的碳化物的生长得到抑制，大量得到粒径小于10nm的极其微细的析出物。

此外，在制造本发明的高强度钢时，为了在晶粒内组织中引入大量的位错，在加速冷却后的再加热所引起的微细碳化物的分散析出之前对900℃以下的累积压下率和精轧温度进行调节。即，在制造本发明的高强度钢时，在轧制和加速冷却这两个工序中使晶粒内的位错增加。

如上所述，本发明通过轧制和加速冷却所带来的位错的增加和利用加速冷却后的加热分散析出的微细碳化物所带来的中温范围内的位错的恢复抑制来确保中温范围内的高强度。

本发明是基于以上的见解而完成的。具体而言，本发明提供以下的内容。

[1]一种高强度钢，其特征在于，以质量％计含有C：0.040～0.090％、Si：0.05～0.30％、Mn：1.50～2.50％、P：0.020％以下、S：0.002％以下、Mo：0.20～0.60％、Nb：0.020～0.070％、Ti：0.020％以下、V：0.080％以下、Al：0.045％以下、N：0.0100％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成，下述(1)式所示的参数P_eff为0.050％以上，在拉森米勒参数(Lerson Miller Parameter)(LMP)＝15700的条件下进行的时效后测定的350℃下的拉伸强度(TS)与该时效前测定的350℃下的拉伸强度(TS₀)满足(TS₀-TS)/TS₀≤0.050的关系，焊接时形成的焊接热影响部的韧性以vE_-20计为100J以上。

P_eff(％)＝(0.13Nb+0.24V-0.125Ti)/(C+0.86N) (1)

[2]如[1]所述的高强度钢，其特征在于，Ti/N为2.0～4.0，式(2)所示的X为0.70％以上。

X＝0.35Cr+0.9Mo+12Nb+8V (2)

式(2)中的元素符号是指各元素的含量(质量％)。另外，对于不含有的元素，代入0。

[3]如[1]或[2]所述的高强度钢，其特征在于，进一步以质量％计含有Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下和Ca：0.0005～0.004％中的一种或两种以上，贝氏体百分率为70％以上。

[4]一种钢管，其由[1]～[3]中任一项所述的高强度钢构成。

[5]一种高强度钢的制造方法，其为[1]～[3]中任一项所述的高强度钢的制造方法，其特征在于，具有：

将钢原材加热至1050～1200℃的加热工序；

将在上述加热工序中加热后的钢原材在900℃以下的累积压下率为50％以上、轧制结束温度为850℃以下的条件下进行热轧的热轧工序；

将上述热轧工序中得到的热轧板在冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为250～550℃的条件下进行加速冷却的加速冷却工序；和

在上述加速冷却后立刻在升温速度为0.5℃/s以上、到达温度为550～700℃的条件下对热轧板进行再加热的再加热工序。

[6]一种钢管的制造方法，其具有：将由[1]～[3]中任一项所述的高强度钢构成的钢板冷成形为管状的冷成形工序、和将上述冷成形工序中成形为管状的钢板的对接部进行焊接的焊接工序。

发明效果

根据本发明，即使将钢管大径化，也能够得到在中温范围内长时间保持后的拉伸强度为620MPa以上的钢管。

另外，根据本发明，即使抑制合金元素的使用量、抑制制造成本，也能够得到具有上述特性的钢管。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下的实施方式。

＜高强度钢＞

本发明的高强度钢以质量％计含有C：0.040～0.090％、Si：0.05～0.30％、Mn：1.50～2.50％、P：0.020％以下、S：0.002％以下、Mo：0.20～0.60％、Nb：0.020～0.070％、Ti：0.020％以下、V：0.080％以下、Al：0.045％以下、N：0.010％以下。在以下的说明中，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。

C：0.040～0.090％

C是用于通过固溶强化以及析出强化而确保钢的强度的必需元素。特别是，固溶C量的增加和析出物的形成对于中温范围内的强度确保是重要的。通过将C含量设定为0.040％以上，能够在室温以及中温范围内确保预定的强度，因此设定为0.040％以上，优选为0.050％以上。C含量超过0.09％时，C的添加导致韧性劣化以及焊接性劣化，因此设定为0.090％以下，优选为0.080％以下。

Si：0.05～0.30％

Si是为了脱氧而添加的。Si含量低于0.05％时，得不到充分的脱氧效果，因此，优选含有0.05％以上。另一方面，Si含量超过0.30％时，韧性劣化，因此设定为0.30％以下，优选为0.20％以下。从达到API X100以上的强度的观点考虑，优选为0.05～0.20％。

Mn：1.50～2.50％

Mn是对钢的强度和韧性的提高有效的元素。通过将Mn含量设定为1.50％以上，可以充分得到该效果。另外，Mn含量超过2.50％时，韧性以及焊接性显著劣化。因此，Mn的含量设定为1.50～2.50％。Mn含量优选为2.00％以下。

P：0.020％以下

P是杂质元素，使韧性显著劣化。因此，优选尽可能降低P含量。但是，想要过度降低P含量时，导致制造成本的升高。因此，将P的含量设定为0.020％以下，优选设定为0.010％以下。

S：0.002％以下

S是杂质元素，有时使韧性显著劣化。因此，优选尽可能降低S含量。另外，即使添加Ca而进行使S从MnS变为CaS系的夹杂物的形态控制，在X80级以上的高强度材料的情况下，微细分散的CaS系夹杂物也可能导致韧性劣化。因此，将S含量设定为0.002％以下，优选设定为0.001％以下。

Mo：0.20～0.60％

Mo通过固溶或者析出物的形成而大大有助于室温以及中温范围内的强度升高。但是，Mo含量低于0.2％时，在中温范围内得不到充分的强度，因此含有0.20％以上，优选含有0.25％以上。另一方面，Mo含量超过0.60％时，韧性以及焊接性劣化，因此设定为0.60％以下，优选设定为0.50％以下。

Nb：0.020～0.070％

Nb在本发明中是重要的元素。具体而言，Nb是形成碳化物而确保室温以及中温范围内的强度所必需的成分。另外，为了通过抑制板坯加热时和轧制时的晶粒生长而使显微组织微细化、从而赋予充分的强度和韧性，Nb也是必需的。其效果在Nb含量为0.020％以上时显著，因此含有0.020％以上，优选含有0.030％以上。Nb含量超过0.07％时，不仅其效果基本饱和，而且使韧性劣化，因此设定为0.070％以下，优选设定为0.065％以下。

Ti：0.020％以下

Ti形成TiN而抑制板坯加热时、焊接热影响部的晶粒生长。这样，Ti具有引起显微组织的微细化而改善韧性的效果。为了得到该效果，Ti含量优选为0.005％以上。Ti含量超过0.020％时，由于TiN的存在而使微细的碳化物难以分散析出，难以抑制中温范围内的强度降低。因此，将Ti含量设定为0.020％以下，优选为0.015％以下。

V：0.080％以下

V与Ti、Nb一起形成复合析出物而有助于强度升高。另外，V系碳化物在高温下长时间保持时也不易凝聚粗大化，V是对高温蠕变强度的确保等有用的元素。为了得到该效果，V含量优选为0.010％以上。V含量超过0.080％时，焊接热影响部的韧性劣化。因此，V含量规定为0.080％以下，优选为0.050％以下。需要说明的是，只要除V以外可以得到上述含有V所带来的效果，则本发明的高强度钢也可以不含有V。

Al：0.045％以下

Al作为脱氧剂添加。为了得到作为脱氧剂的效果，优选将Al含量设定为0.020％以上。Al含量超过0.045％时，钢的洁净性降低，韧性劣化。因此，将Al含量设定为0.045％以下。

N：0.010％以下

N与Ti一起形成TiN。TiN在达到1350℃以上的焊接热影响部的高温范围内微细分散。通过该微细分散，使焊接热影响部的原奥氏体晶粒细粒化，焊接热影响部的韧性提高。为了得到该效果，优选将N含量设定为0.0020％以上。另外，N含量超过0.010％时，由于析出物的粗大化以及固溶N的增加而使母材韧性劣化，钢管中的焊接金属的韧性劣化。因此，N含量设定为0.010％以下，优选为0.006％以下。从达到API X100以上的强度的观点考虑，优选为0.006％以下。

P_eff(％)：0.050％以上

P_eff由(0.13Nb+0.24V-0.125Ti)/(C+0.86N)定义。该式中，元素符号是指各元素的含量(质量％)，对于不含有的元素，代入0。以使P_eff达到0.050％的方式对上述元素的含量进行调节在本发明中是必要的。P_eff是用于使由上述成分范围构成的钢为在中温范围具有优良的强度的钢的重要因素。P_eff(％)小于0.050％时，在冷却后的再加热时析出的微细分散碳化物量减少。结果，强度、特别是长时间热处理后的拉伸强度显著降低。因此，P_eff.(％)设定为0.050％以上，为了充分抑制热处理后的强度降低，优选为0.070％以上。另外，出于在焊接热影响部产生大量的析出而使韧性劣化的理由，P_eff优选为0.280％以下。从达到APIX100以上的强度的观点考虑，优选为0.070％以上。

本发明的高强度钢中，出于进一步提高特性的目的，可以含有Cu、Ni、Cr、Ca中的一种或两种以上。

Cu：0.50％以下

Cu是对韧性的改善和强度的升高有效的元素之一。为了得到该效果，优选将Cu含量设定为0.05％以上。超过0.50％的Cu的含有会阻碍焊接性，因此，在添加Cu的情况下，设定为0.50％以下。

Ni：0.50％以下

Ni是对韧性的改善和强度的升高有效的元素之一。为了得到该效果，Ni含量优选为0.05％以上。Ni含量超过0.50％时，不仅效果饱和，而且导致制造成本的升高。因此，在含有Ni的情况下，其含量设定为0.50％以下。

Cr：0.50％以下

Cr是对强度的升高有效的元素之一。为了得到该效果，Cr含量优选为0.05％以上。Cr含量超过0.50％时，对焊接性产生不利影响。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量设定为0.50％以下。

Ca：0.0005～0.0040％

Ca控制硫化物系夹杂物的形态而改善韧性。通过使Ca含量为0.0005％以上来表现该效果。Ca含量超过0.004％时，不仅效果饱和，而且洁净度降低，韧性劣化。因此，在添加Ca的情况下，Ca含量设定为0.0005～0.0040％。

Cu+Ni+Cr+Mo：1.50％以下

Cu+Ni+Cr+Mo(元素符号是指各元素的含量，对于不含有的元素，代入0)优选为1.50％以下。这些元素有助于强度升高，越大量含有则特性越提高。但是，为了将制造成本抑制为廉价，优选将上述元素的合计含量的上限设定为1.50％以下。更优选为1.20以下，进一步优选为1.00以下。需要说明的是，即使抑制这些成分的使用量也能得到期望的特性是本发明的特征之一。从达到API X100以上的强度的观点考虑，优选具有该构成。

Ti/N：2.0～4.0

通过将Ti/N规定为适当的范围，TiN微细地分散，能实现焊接热影响部的原奥氏体晶粒的微细化。通过该微细化，-20℃以下的低温范围内以及300℃以上的中温范围内的焊接热影响部的韧性提高。Ti/N小于2.0时，其效果不充分，因此设定为2.0以上，优选为2.4以上。Ti/N超过4.0时，伴随析出物的粗大化而导致原奥氏体晶粒的粗大化。由于该粗大化而使焊接热影响部的韧性劣化，因此，Ti/N设定为4.0以下，优选为3.8以下。

X＝0.35Cr+0.9Mo+12.5Nb+8V…(2)：0.70％以上

其中，Cr、Mo、Nb、V：质量％。

表示X的上述式对于由上述成分范围构成的钢而言，使回火软化阻力提高，有助于轧制中的晶粒内析出强化。为了制成具有长时间热处理后的中温范围内的X80级以上的优良的强度并且具有良好的低温韧性的钢，(2)式是重要的因素，因此，在本发明中，X优选为0.70％以上。通过与后面记载的制造条件组合，显著表现出通过满足(2)式而带来的效果。为了实现350℃下的长时间热处理后的X80级的强度，优选将X设定为0.70％以上。更优选设定为0.75％以上。为了实现350℃下的长时间热处理后的X100级的强度，优选将X设定为0.90％以上。更优选设定为1.00％以上。另外，X为2.0％以上时，焊接部低温韧性有时降低。因此，X优选小于2.0％。优选小于1.8％，更优选小于1.6％。

接着，对本发明的高强度钢的组织进行说明。本发明的高强度钢的组织没有特别限定，优选贝氏体百分率以面积率计为70％以上。贝氏体百分率为70％以上时，从能够确保强度-韧性平衡的理由考虑是优选的。另外，贝氏体百分率的上限没有特别限定，从提高变形性能的观点考虑，贝氏体百分率优选为95％以下。需要说明的是，作为贝氏体以外的相，可以含有以合计的面积率计为30％以下的铁素体、珠光体、马氏体、岛状马氏体(MA)等。

(TS₀-TS)/TS₀≤0.050

在本发明中，在拉森米勒参数(LMP)＝15700的条件下进行的时效后测定的350℃下的拉伸强度(TS)与该时效前测定的350℃下的拉伸强度(TS₀)满足(TS₀-TS)/TS₀≤0.050的关系。(TS₀-TS)/TS₀是在中温范围内长时间保持时对拉伸强度的降低进行评价的指标。该指标为0.050以下时，成为在中温范围内长时间保持后的拉伸强度的降低在实用上没有问题的范围。

焊接热影响部的韧性：vE_-20为100J以上

将本发明的高强度钢与其他钢焊接时形成的焊接热影响部(HAZ)的韧性以通过试验温度为-20℃的夏比冲击试验实施时的吸收能vE_-20计为100J以上。vE_-20为100J以上时，能够确保作为结构管所需的韧性。需要说明的是，夏比冲击试验片的缺口位置设定为自作为焊接金属与母材的边界的接合部起朝向母材侧3mm(HAZ3mm)的位置。另外，将对于各条件使用3条试验片实施夏比冲击试验时的吸收能(vE_-20)的平均值为100J以上的情况作为本发明范围内。

另外，本发明的高强度钢在350℃下测定的屈服强度为555MPa以下、拉伸强度为620MPa以上。另外，中温范围内的长时间时效后的拉伸强度为620MPa以上。通过调节成特定的成分组成并且采用后述的制造条件，能够实现上述优良的物性。

＜钢管＞

本发明的钢管由上述的高强度钢构成。本发明的钢管由本发明的高强度钢构成，因此，即使形成大径，也具有蒸气输送用的高强度焊接钢管所要求的强度特性。

大径是指钢管的外径(直径)为400mm以上。特别是，根据本发明，能够在维持蒸气输送用的高强度焊接钢管所要求的强度特性的同时充分大径化至上述外径813mm。

另外，钢管的厚度没有特别限定，在用于蒸气输送的情况下为15～30mm。

＜高强度钢的制造方法＞

本发明的高强度钢的制造方法具有加热工序、热轧工序、加速冷却工序和再加热工序。各工序的说明中的温度没有特别规定，设定为钢板的板厚方向的平均温度。板厚方向的平均温度可以通过由板坯或钢板的表面温度使用板厚、热导率等参数利用差分法等传热计算进行算出来把握。另外，冷却速度是用热轧结束后冷却至冷却停止(结束)温度所需的温度差除以进行该冷却所需的时间而得到的平均冷却速度。另外，再加热速度(升温速度)是冷却后再加热至再加热温度所需的温度差除以进行再加热所需的时间而得到的平均升温速度。

加热工序

加热工序是将钢原材加热至1050～1200℃的工序。在此，钢原材例如为板坯。钢原材的成分组成成为高强度钢的成分组成，因此，高强度钢的成分组成的调节可以在板坯的成分组成的调节阶段进行。需要说明的是，钢原材的炼钢方法没有特别限定。从经济性的观点考虑，优选进行利用转炉法的炼钢工艺和利用连铸工艺的钢片的铸造。

在热轧时，为了使奥氏体化以及碳化物的固溶充分进行而得到室温以及中温范围内的充分的强度，将加热温度设定为1050℃以上。另一方面，加热温度超过1200℃时，奥氏体晶粒的生长显著，母材韧性劣化。因此，加热温度设定为1050～1200℃。

热轧工序

热轧工序是将在加热工序中加热后的钢原材在900℃以下的累积压下率为50％以上、轧制结束温度为850℃以下的条件下进行热轧的工序。

本工艺是本发明的重要的制造条件。通过在900℃以下的温度范围内进行轧制并将轧制结束温度设定为850℃以下，奥氏体晶粒伸长而在板厚、板宽方向上形成细粒，并且通过轧制引入的晶粒内的位错密度增加。

通过使900℃以下的累积压下率为50％以上、轧制结束温度为850℃以下，该效果得到发挥。结果，强度、特别是中温范围内的强度升高，韧性显著提高。

900℃以下的累积压下率小于50％或者轧制结束温度超过850℃时，奥氏体晶粒的细粒化不充分，晶粒内的位错的增加量小。结果，中温范围内的强度以及韧性劣化。因此，900℃以下的累积压下率设定为50％以上并且轧制结束温度设定为850℃以下。

需要说明的是，上述累积压下率的上限没有特别限定，出于加工织构发达、与母材韧性的劣化相关的理由，优选为80％以下。另外，上述轧制结束温度的下限也没有特别限定，出于使完全未再结晶区域内的压下量增加、实现组织的微细化的理由，优选为880℃以下。

加速冷却工序

加速冷却工序是将热轧工序中得到的热轧板在冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为250～550℃的条件下进行加速冷却的工序。

钢的强度显示出随着加速冷却中的冷却速度的增加而升高的倾向。加速冷却时的冷却速度低于5℃/s时，在高温下钢开始相变，在冷却中也进行位错的恢复。因此，加速冷却时的冷却速度低于5℃/s时，在室温以及中温范围无法得到充分的强度。因此，将加速冷却时的冷却速度设定为5℃/s以上。

钢的强度显示出随着加速冷却的冷却停止温度降低而升高的倾向。加速冷却的冷却停止温度超过550℃时，碳化物的生长被促进，固溶碳量降低。结果，得不到充分的强度、特别是中温范围内的充分的强度。

冷却停止温度低于250℃时，低温相变生成物的析出变得显著而使母材韧性劣化，并且，由于中温范围内的低温相变生成物的分解而使中温范围内的强度显著降低。因此，加速冷却的冷却停止温度设定为250～550℃。

再加热工序

再加热工序是在加速冷却后立刻在升温速度为0.5℃/s以上、到达温度为550～700℃的条件下对热轧板进行再加热的工序。在此“在加速冷却后立刻”是指，在达到冷却停止温度后150秒以内。优选为120秒以内。

加速冷却后的升温速度为速度0.5℃/s以上和到达温度为550～700℃的本工艺在本发明中是重要的。通过该工艺，能够使有助于室温以及中温范围内的强化的微细析出物在再加热时析出。为了得到微细析出物，需要在加速冷却后立刻再加热至550～700℃的温度范围。需要说明的是，在再加热工序中，不需要特别设定温度保持时间。另外，在再加热后的冷却过程中，也与贝氏体相变同时进行析出，因此，再加热后的冷却速度基本上设定为空冷。

升温速度低于0.5℃/s时，至达到目标再加热温度为止需要长时间，因此，制造效率变差。另外，升温速度低于0.5℃/s时，析出物生长，因此，得不到微细析出物的分散析出，无法得到充分的强度。因此，升温速度设定为0.5℃/s以上，优选为5.0℃/s以上。

再加热温度低于550℃时，偏离Mo与Nb、V的析出温度范围，因此，无法实现充分的析出强化，因此设定为550℃以上，优选为600℃以上。另一方面，再加热温度超过700℃时，析出物粗大化，在室温以及中温范围内得不到充分的强度，因此设定为700℃以下，优选为680℃以下。

需要说明的是，本发明中规定的加速冷却后的升温速度：速度0.5℃/s以上根据板厚而难以在大气炉中实现。因此，作为加热装置，优选使用可以进行钢板的快速加热的气体燃烧炉、感应加热装置。另外，更优选将气体燃烧炉、感应加热装置在用于进行加速冷却的冷却设备的下游侧设置于搬送生产线上。

感应加热装置与均热炉等相比，温度控制容易，成本也比较低。另外，感应加热装置能够将冷却后的钢板迅速加热，因此特别优选。另外，通过串联地连续配置多个感应加热装置，即使在线速度、钢板的种类和尺寸不同的情况下，仅任意地设定进行通电的感应加热装置的数量、供给电力就能够自由地控制升温速度、再加热温度。

需要说明的是，再加热后的冷却速度优选基本上设定为空冷。

＜钢管的制造方法＞

本发明中，使用通过上述的方法制造的钢板而形成钢管。

在制造蒸气输送用的钢管的情况下，上述钢板的厚度优选为15～30mm。

作为钢管的成形方法，可以列举利用UOE工艺、压弯(也称为弯压)等冷成形而成形为钢管形状的方法。

在UOE工艺中，对作为原材的厚钢板的宽度方向端部实施坡口加工后，使用压机进行钢板的宽度方向端部的端部弯曲，接着，使用压机将钢板成形为U字型、然后成形为O字型，由此，以使钢板的宽度方向端部彼此相向的方式将钢板成形为圆筒形状。接着，将钢板的相向的宽度方向端部对接并焊接。将该焊接称为缝焊。该缝焊中，优选具有约束圆筒形状的钢板并将相向的钢板的宽度方向端部彼此对接并进行定位焊的定位焊工序和利用埋弧焊法对钢板的对接部的内外表面实施焊接的主焊接工序这两个阶段的工序的方法。在进行缝焊后，为了除去焊接残留应力并提高钢管真圆度，进行扩管。扩管工序中，通常以0.3％～1.5％的范围的扩管率(扩管前后的外径变化量相对于扩管前的管的外径之比)实施。从真圆度改善效果与扩管装置所要求的能力的平衡的观点出发，扩管率优选为0.5％～1.2％的范围。

在压弯的情况下，通过对钢板反复进行三点弯曲而逐步成形，制造具有大致为圆形的断面形状的钢管。然后，与上述的UOE工艺同样地实施缝焊。在压弯的情况下，在缝焊后，也可以实施扩管。

实施例

对使用具有表1所示的化学成分的钢A～Q在表2所示的制造条件下制作的钢板(表2所示的板厚)进行冷成形后，通过缝焊制作表2所示的外径、管厚(板厚)的钢管。需要说明的是，表2中的“压下率”是指900℃以下的累积压下率、“精轧温度”是指轧制结束温度、“停止温度”是指冷却停止温度。

从以上述方式制造的钢板(形成钢管之前的钢板)的板宽中央部裁取钢组织观察用样品，将与轧制长度方向平行的板厚断面进行镜面研磨后，进行硝酸乙醇溶液腐蚀，由此使显微组织显现。然后，使用光学显微镜，以400倍的倍率随机地对5个视野拍摄钢组织照片，利用图像分析装置测定照片中的贝氏体百分率。将结果示于表2中。

关于钢板特性，使用直径6mm的圆棒试验片来实施350℃下的拉伸试验。实施拉伸强度和屈服强度的测定。将结果记载于表2中。需要说明的是，钢板特性通过从成形为钢管之前的钢板裁取试验片来进行。

关于钢管特性，沿圆周方向裁取拉伸试验片，求出350℃下的屈服强度和拉伸强度。350℃下的拉伸试验使用直径6mm的圆棒试验片来实施。将结果示于表2中。

另外，为了模拟在中温范围内长时间保持后的高温强度，求出相当于在蒸气配管的应用温度即350度下保持20年的情况的、实施(2)式所示的回火参数即拉森-米勒参数为15700的条件(450℃、50小时)的热处理后的350℃下的屈服强度和拉伸强度。需要说明的是，对于钢板、钢管，均与热处理前的情况同样地进行上述测定，将结果示于表2中。

LMP＝(T+273)×(20+log(t)) (2)

T为热处理温度(℃)、t为热处理时间(秒)。

另外，为了评价在中温范围内长时间保持时拉伸强度的降低小，对于钢管特性的拉伸强度，算出((热处理前拉伸强度(TS₀))-(热处理后拉伸强度(TS)))/热处理前拉伸强度(TS₀)，将0.050以下评价为良好。

焊接热影响部(HAZ)韧性的评价通过夏比冲击试验来进行。夏比冲击试验片的缺口位置设定为自作为焊接金属与母材的边界的接合部起朝向母材侧3mm(HAZ3mm)的位置。关于试验温度，在-20℃下实施。在本发明中，对于各条件使用3条试验片实施夏比冲击试验，将-20℃的吸收能(vE_-20)的平均值为100J以上设定为韧性优良。将结果示于表2中。

如上所述，在表2中一并示出钢板的制造条件以及钢板、钢管的试验结果。

化学成分、钢板制造条件均在本发明范围内的本发明钢(1～9)中，钢板和钢管的在热处理前和热处理后(在350℃下测定)的屈服强度为555MPa以上、拉伸强度为620MPa以上。另外，本发明钢(1～9)的HAZ韧性和(TS₀-TS)/TS₀的任一结果均良好。

另一方面，化学成分在本发明范围内、但钢板制造条件在本发明范围外的比较钢(10～16)的(TS₀-TS)/TS₀较差。另外，化学成分在本发明范围外的比较钢(17～24)的HAZ韧性和(TS₀-TS)/TS₀中的至少一者较差。

Claims

1.一种高强度钢，其特征在于，

以质量％计含有C：0.040～0.090％、Si：0.05～0.30％、Mn：1.50～2.50％、P：0.020％以下、S：0.002％以下、Mo：0.20～0.60％、Nb：0.020～0.070％、Ti：0.020％以下、V：0.080％以下、Al：0.045％以下、N：0.0100％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

下述(1)式所示的参数P_eff为0.050％以上，

在拉森米勒参数(LMP)＝15700的条件下进行的时效后测定的350℃下的拉伸强度(TS)与该时效前测定的350℃下的拉伸强度(TS₀)满足(TS₀-TS)/TS₀≤0.050的关系，

焊接时形成的焊接热影响部的韧性以vE_-20计为100J以上，

P_eff(％)＝(0.13Nb+0.24V-0.125Ti)/(C+0.86N) (1)

式(1)中的元素符号是指各元素的含量(质量％)，另外，对于不含有的元素，代入0。

2.如权利要求1所述的高强度钢，其特征在于，

Ti/N为2.0～4.0，

式(2)所示的X为0.70％以上，

X＝0.35Cr+0.9Mo+12Nb+8V (2)

式(2)中的元素符号是指各元素的含量(质量％)，另外，对于不含有的元素，代入0。

3.如权利要求1或2所述的高强度钢，其特征在于，

进一步以质量％计含有Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下和Ca：0.0005～0.0040％中的一种或两种以上，

贝氏体百分率为70％以上。

4.一种钢管，其由权利要求1～3中任一项所述的高强度钢构成。

5.一种高强度钢的制造方法，其为权利要求1～3中任一项所述的高强度钢的制造方法，其特征在于，具有：

将钢原材加热至1050～1200℃的加热工序；

将在所述加热工序中加热后的钢原材在900℃以下的累积压下率为50％以上、轧制结束温度为850℃以下的条件下进行热轧的热轧工序；

将所述热轧工序中得到的热轧板在冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为250～550℃的条件下进行加速冷却的加速冷却工序；和

在所述加速冷却后立刻在升温速度为0.5℃/s以上、到达温度为550～700℃的条件下对热轧板进行再加热的再加热工序。

6.一种钢管的制造方法，其具有：

将由权利要求1～3中任一项所述的高强度钢构成的钢板冷成形为管状的冷成形工序；和

将所述冷成形工序中成形为管状的钢板的对接部进行焊接的焊接工序。