CN111655872B - 管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的在于，提供具有板厚为30mm以上的厚壁且为了应用于海底管线管而具有高强度的、低温韧性及DWTT性能优异的管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法。拉伸强度为570MPa以上、压缩强度为440MPa以上、板厚为30mm以上的管线管用钢材的制造方法，将具有特定成分组成的钢加热至1000～1200℃的温度，在实施未再结晶温度区域的累积压下率为60％以上且(轧制结束温度+20℃)以下的温度区域的累积压下率为50％以上、轧制结束温度以钢板平均温度计为Ar3相变点以上且790℃以下的热轧后，从Ar3相变点以上的温度起以10℃/s以上的冷却速度进行加速冷却直至冷却停止温度以钢板平均温度计为200～450℃，然后进行钢板表面温度为350～550℃且钢板中央温度低于550℃的再加热。

Description

管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法
技术领域
本发明涉及管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法。本发明涉及石油、天然气输送用的管线管，尤其是涉及适合用于要求高耐塌陷(collapse)性能的海底管线管的管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法。需要说明的是，本发明的压缩强度只要没有特别说明，则是指0.5％压缩屈服强度，也称为压缩屈服强度。
背景技术
随着近年来的能量需求增加，石油、天然气管线管的开发正在活跃进行，由于气田、油田的位置变远、输送途径的多样化，因此还开发了许多穿越海洋的管线管。为了防止海底管线管所使用的管线管因水压而塌陷(压溃)，使用管厚比陆地管线管厚的管线管并要求高真圆度。此外，作为管线管的特性，为了抵抗因外部压力而在管周向上产生的压缩应力，需要高压缩强度。
UOE钢管在造管最终工序中存在扩管工艺，在管周向上赋予了拉伸变形后将承受压缩，因此由包辛格效应引起的压缩屈服强度的降低成为问题。
关于UOE钢管的耐塌陷性提高进行了许多研究，在专利文献1中，公开了在通过通电加热对钢管进行加热并进行扩管后以一定时间以上保持温度的方法。
另外，作为同样地在扩管后进行加热以使由包辛格效应引起的压缩屈服强度降低恢复的方法，在专利文献2中提出了下述方法：通过将钢管外表面加热至高于内表面的温度，从而使外表面侧的承受了拉伸变形的部分的包辛格效应恢复，并维持内表面侧的压缩的加工硬化，另外，在专利文献3中提出了下述方法：在添加有Nb、Ti的钢的钢板制造工序中，从Ar3点以上的温度起进行热轧后的加速冷却直至达到300℃以下为止，在利用UOE工艺制成钢管后，进行加热。
另一方面，作为在扩管后不进行加热而通过钢管的成型方法来提高压缩强度的方法，在专利文献4中公开了使利用O冲压的成型时的压缩率大于之后的扩管率的方法。
另外，在专利文献5中，公开了通过使压缩强度低的焊接部附近与距焊接部180°的位置的直径成为钢管的最大直径，由此提高耐塌陷性能的方法。
此外，在专利文献6中，提出了通过在加速冷却后进行再加热并减小钢板表层部的硬质第2相分率，由此使得由包辛格效应引起的屈服应力降低较小的钢板。
另外，在专利文献7中，提出了在加速冷却后的再加热处理中，在抑制钢板中心部的温度上升的同时对钢板表层部进行加热的、板厚为30mm以上的高强度耐酸管线管用钢板的制造方法。
现有技术文献
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
发明要解决的课题
根据专利文献1记载的方法，因扩管而引入的位错发生恢复且压缩强度提高。但需要在扩管后持续进行5分钟以上通电加热，生产率差。
在专利文献2记载的方法中，必须对钢管的外表面和内表面的加热温度及加热时间分别地进行管理。这在实际制造中是困难的，且在大量生产工序中进行品质管理非常困难。另外，专利文献3记载的方法需要将钢板制造中的加速冷却停止温度设为300℃以下的低的温度。因此，钢板的应变变大且使用UOE工艺制造钢管的情况下的真圆度降低，此外，为了从Ar3点以上起进行加速冷却，因此需要以较高的温度进行轧制，存在韧性劣化的问题。
根据专利文献4记载的方法，由于实质上没有管周向的拉伸预应变，因此未呈现出包辛格效应，能够获得高压缩强度。但若扩管率低则维持钢管的真圆度变得困难，存在钢管的耐塌陷性能劣化的可能。
在实际的管线管铺设时，塌陷会成为问题的是到达海底的管发生弯曲变形的部分(垂弯部(sag-bend portion))。对于管线管而言，在不考虑钢管的焊接部的位置的情况下进行圆周焊接，并铺设在海底。因此，即使像专利文献5记载这样以钢管截面的最大直径的部分成为缝焊接部的方式实施造管加工及焊接来制造钢管，也无法确定实际的管线管铺设时的缝焊接部的位置。因此，专利文献5的技术实际上发挥不了任何效果。
对于专利文献6记载的钢板而言，在再加热时需要直到钢板的中心部地进行加热，存在导致DWTT(Drop Weight Tear Test：落锤撕裂试验)性能降低的可能，因此很难应用于深海用的厚壁管线管。另外，从钢板的厚壁化的观点出发也存在改善的余地。
根据专利文献7记载的方法，在抑制DWTT(Drop Weight Tear Test：落锤撕裂试验)性能降低的同时减小钢板表层部的硬质第2相分率。因此，不仅能够获得钢板表层部的硬度减小且材质不均匀小的钢板，还能够期待因硬质第2相减少所带来的包辛格效应。但是，专利文献7记载的技术很难在确保DWTT性能的同时稳定地获得X70级以上的强度。
本发明是鉴于上述情况而提出的，目的在于提供板厚为30mm以上的厚壁且具有对于应用于海底管线管而言所需的高强度、并且低温韧性及DWTT性能优异的管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法。
用于解决课题的方案
本申请的发明人为了抑制由包辛格效应引起的压缩强度降低以及同时获得强度及韧性而进行了深入研究。其结果获得了下述发现。
(a)对于由包辛格效应引起的压缩强度降低而言，其原因在于由异相界面、硬质第2相中的位错聚集引起的逆应力(也称为背应力(back stress))的产生，为了对此加以防止，首先，为了减少成为位错的聚集部位的软质相与硬质相的界面，形成均质的组织是有效的。因此，通过使金属组织成为抑制了软质的多边形铁素体、硬质的岛状马氏体的生成的、以贝氏体为主体的组织，从而能够抑制由包辛格效应引起的压缩强度降低。
(b)对于通过加速冷却而制造的高强度钢、特别是海底管线管使用的厚壁的钢板而言，为了获得需要的强度而含有许多合金元素，因此淬硬性高且很难完全抑制岛状马氏体(Martensite-Austenite constituent；以下也存在简称为MA的情况)的生成。但是，通过加速冷却后的再加热等将MA分解为渗碳体，能够抑制由包辛格效应引起的压缩强度降低。另一方面，虽然加速冷却后的再加热会导致强度降低，但通过将再加热温度管理为恒定的温度区域，能够获得需要的强度。另外，能够通过再加热以获得相对于拉伸强度而言的高压缩强度，此外能够减小表层硬度，因此能够稳定地制造真圆度良好的钢管。
(c)为了提高低温韧性，使钢板的热轧时的轧制温度低温化并使组织微细化是有效的。但若轧制温度过低则会生成多边形铁素体，且加速冷却后的组织成为贝氏体与多边形铁素体混合而成的组织，包辛格效应变大。另一方面，通过将成分组成优化，从而能够抑制在低温下轧制后的多边形铁素体的生成，能够同时获得低温韧性和压缩强度。此外，通过对热轧时的压下量进行管理，从而能够引入许多成为相变的核的变形带、使组织微细化，在板厚为30mm以上的厚壁钢板中也能够获得高的低温韧性。
本发明是在上述发现的基础上进一步进行研究而完成的。本发明的要旨如下。
[1]管线管用钢材的制造方法，上述钢材的拉伸强度为570MPa以上、压缩强度为440MPa以上、板厚为30mm以上，在上述制造方法中，将具有下述成分组成的钢加热至1000～1200℃的温度，在实施未再结晶温度区域的累积压下率为60％以上且(轧制结束温度+20℃)以下的温度区域的累积压下率为50％以上、轧制结束温度以钢板平均温度计为Ar3相变点以上且790℃以下的热轧后，从Ar3相变点以上的温度起以10℃/s以上的冷却速度进行加速冷却直至冷却停止温度以钢板平均温度计为200～450℃，然后实施钢板表面温度为350～550℃且钢板中央温度低于550℃的再加热，
上述成分组成以质量％计含有
C：0.030～0.10％、
Si：0.01～0.30％、
Mn：1.0～2.0％、
Nb：0.005～0.050％、
Ti：0.005～0.025％、
Al：0.08％以下，
上述成分组成以质量％计还含有
Cu：0.5％以下、
Ni：1.0％以下、
Cr：1.0％以下、
Mo：0.5％以下、
V：0.1％以下中的1种以上，以式(1)表示的Ceq值为0.350以上，以式(2)表示的Pcm值为0.20以下，以式(3)表示的Ar3相变点为750℃以下，余量为Fe及不可避免的杂质，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 (1)
Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10 (2)
Ar3(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo (3)
其中，式(1)～式(3)的元素符号表示含有元素的质量％，在未含有的情况下设为0。
[2]管线管的制造方法，上述管线管的拉伸强度为570MPa以上、压缩强度为440MPa以上、板厚为30mm以上，上述管线管的制造方法中，将使用[1]所述的方法制造的管线管用钢材通过冷成型制成钢管形状，在将对合部缝焊接后，以1.2％以下的扩管率进行扩管来制造钢管。
[3]管线管用钢材，上述钢材的拉伸强度为570MPa以上、压缩强度为440MPa以上、板厚为30mm以上，上述管线管用钢材具有下述成分组成，上述成分组成以质量％计含有
C：0.030～0.10％、
Si：0.01～0.30％、
Mn：1.0～2.0％、
Nb：0.005～0.050％、
Ti：0.005～0.025％、
Al：0.08％以下，
上述成分组成以质量％计还含有
Cu：0.5％以下、
Ni：1.0％以下、
Cr：1.0％以下、
Mo：0.5％以下、
V：0.1％以下中的1种以上，以式(1)表示的Ceq值为0.350以上，以式(2)表示的Pcm值为0.20以下，以式(3)表示的Ar3相变点为750℃以下，余量为Fe及不可避免的杂质，
上述管线管用钢材的金属组织以贝氏体为主体，在板厚1/4位置处，多边形铁素体的面积分率为10％以下且岛状马氏体的面积分率为5％以下，板厚1/2位置的贝氏体的平均粒径为10μm以下，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 (1)
Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10 (2)
Ar3(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo (3)
其中，式(1)～式(3)的元素符号表示含有元素的质量％，在未含有的情况下设为0。
[4]根据[3]所述的管线管用钢材，其中，压缩强度相对于拉伸强度之比为0.748以上，距钢管内表面为1.5mm的位置处的硬度为HV260以下。
[5]管线管的制造方法，上述管线管的拉伸强度为570MPa以上、压缩强度为440MPa以上、板厚为30mm以上，上述管线管的制造方法中，将[3]或[4]所述的管线管用钢材通过冷成型制成钢管形状，在将对合部缝焊接后，以1.2％以下的扩管率进行扩管来制造钢管。
发明效果
根据本发明，能够获得高强度且低温韧性及DWTT性能优异的管线管用钢材。本发明适合用于海底管线管。
另外，根据本发明，能够提供不需要钢管成型中的特殊成型条件、不需要造管后的热处理并且低温韧性优异的压缩强度高的厚壁的管线管。
具体实施方式
以下，说明本发明的实施方式。需要说明的是，表示成分元素的含量的“％”只要没有特别说明均是指“质量％”。
1.关于化学成分
C：0.030～0.10％
C为对提高通过加速冷却制造的钢板的强度而言最有效的元素。但是，若低于0.030％，则无法确保充分的强度，另一方面，若超过0.10％，则不仅使韧性劣化，而且还促进MA的生成，因而导致压缩强度降低。因此，将C含量规定为0.030～0.10％。优选为0.040％以上且优选为0.098％以下。
Si：0.01～0.30％
Si用于脱氧而含有。但是，若低于0.01％则脱氧效果不充分，另一方面，若超过0.30％，则不仅使韧性劣化，而且会促进MA生成，因而导致压缩强度降低。因此将Si含量规定为0.01～0.30％。优选为0.03％以上且优选为0.25％以下。
Mn：1.0～2.0％
设为Mn：1.0～2.0％。Mn为了提高强度及韧性而含有。但是，若低于1.0％则其效果不充分，另一方面，若超过2.0％，则导致韧性劣化。因此将Mn含量规定为1.0～2.0％。优选为1.5％以上且优选为1.95％以下。
Nb：0.005～0.050％
Nb通过组织的微细化来提高韧性，此外，还形成碳化物，有助于强度提高。但是，若低于0.005％，则其效果不充分，另一方面，若超过0.050％，则导致焊接热影响部的韧性的劣化。因此，将Nb含量规定为0.005～0.050％。优选为0.010％以上且优选为0.040％以下。
Ti：0.005～0.025％
Ti通过TiN的钉扎效应来抑制板坯加热时的奥氏体粗大化，提高韧性。但是，若低于0.005％，则其效果不充分，另一方面，若超过0.025％，则导致韧性的劣化。因此将Ti含量规定为0.005～0.025％。优选为0.008％以上且优选为0.023％以下。
Al：0.08％以下
Al作为脱氧剂而含有。但是，若超过0.08％，则钢的洁净度降低，导致韧性的劣化。因此将Al含量规定为0.08％以下。优选为0.05％以下。
此外，本发明中含有Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Mo：0.5％以下、V：0.1％以下中的1种以上。
Cu：0.5％以下
Cu为对于韧性改善和强度提高有效的元素。但是，若超过0.5％，则焊接部的HAZ韧性劣化。因此，在含有Cu的情况下，设为0.5％以下。另一方面，下限并无特别限定，含有Cu的情况下的含量优选为0.01％以上。
Ni：1.0％以下
Ni为对于韧性改善和强度提高有效的元素。但是，若超过1.0％，则存在焊接部的HAZ韧性劣化的可能。因此，在含有Ni的情况下，设为1.0％以下。另一方面，下限并无特别限定，含有Ni的情况下的含量优选为0.01％以上。
Cr：1.0％以下
Cr为通过提高淬硬性而对强度提高有效的元素。但是，若超过1.0％，则使焊接部的HAZ韧性劣化。因此，在含有Cr的情况下，设为1.0％以下。另一方面，下限并无特别限定，含有Cr的情况下的含量优选为0.01％以上。
Mo：0.5％以下
Mo为对于韧性改善和强度提高有效的元素。但是，若超过0.5％，则存在焊接部的HAZ韧性劣化的可能。因此，在含有Mo的情况下设为0.5％以下。另一方面，下限并无特别限定，含有Mo的情况下的含量优选为0.01％以上。
V：0.1％以下
V与Nb、Ti同样地为生成复合碳化物从而对基于析出强化的强度提高非常有效的元素。但是，若超过0.1％，则存在焊接部的HAZ韧性劣化的可能。因此，在含有V的情况下，设为0.1％以下。另一方面，下限并无特别限定，含有V的情况下的含量优选为0.01％以上。
此外，本发明的特征为，以式(1)表示的Ceq值为0.350以上、以式(2)表示的Pcm值为0.20以下、以式(3)表示的Ar3相变点为750℃以下。
Ceq值：0.350以上
Ceq值设为0.350以上。Ceq值以下述式(1)表示。Ceq值与母材强度相关，用作强度指标。若Ceq值低于0.350，则无法获得拉伸强度为570MPa以上的高强度。因此将Ceq值规定为0.350以上。优选Ceq值为0.360以上。
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 (1)
其中，式(1)的元素符号表示含有元素的质量％，在未含有的情况下设为0。
Pcm值：0.20以下
Pcm值设为0.20以下。Pcm值以下述式(2)表示。Pcm值用作焊接性的指标，Pcm值越高则焊接HAZ部的韧性越差。特别是在厚壁高强度钢中，其影响变得显著，因此需要严格限制Pcm。因此将Pcm值规定为0.20以下。优选Pcm值为0.19以下。
Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10 (2)
其中，式(2)的元素符号表示含有元素的质量％，在未含有的情况下设为0。
Ar3相变点：750℃以下
Ar3相变点设为750℃以下。下述式(3)是表示Ar3相变点的算式。Ar3相变点越高，则由于在高温下生成铁素体，因此越难以获得本发明的金属组织，且很难同时获得压缩强度和韧性。因此，控制成分组成以使得Ar3相变点为750℃以下。
Ar3(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo (3)
其中，式(3)的元素符号表示含有元素的质量％，在未含有的情况下设为0。
上述成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。但是，在不影响本发明的作用效果的范围内，也可以含有上述以外的其他元素。
2.关于金属组织
以贝氏体为主体
从抑制由包辛格效应引起的压缩强度降低的观点出发，本发明的金属组织以贝氏体为主体。需要说明的是，所谓本发明的金属组织以贝氏体为主体，是指贝氏体相对于金属组织整体的面积分率为85％以上。为了抑制由包辛格效应引起的压缩强度降低，要避免异相界面、硬质第2相中的位错聚集，因此优选为贝氏体单相的金属组织。需要说明的是，可允许贝氏体以外的其余组织为15％以下。另外，贝氏体的面积分率为板厚1/4位置处的值。
在板厚1/4位置处，多边形铁素体的面积分率为10％以下且岛状马氏体的面积分率5％以下
为了抑制包辛格效应、获得高压缩强度，期望形成没有软质的多边形铁素体相和硬质的岛状马氏体的均匀的组织，抑制变形时在组织内部产生的局部的位错的聚集。因此，如前所述，形成以贝氏体为主体的组织，在板厚1/4位置处，将多边形铁素体的面积分率规定为10％以下且将岛状马氏体的面积分率规定为5％以下。需要说明的是，多边形铁素体及岛状马氏体的面积分率也可以是0％。
板厚1/2位置的贝氏体的平均粒径为10μm以下
在厚壁材料的情况下，特别是为了在板厚1/2位置获得充分的母材韧性，微细的组织是有效的。这一效果能够通过将板厚1/2位置的贝氏体粒径设为10μm以下来获得。因此，将板厚1/2位置的贝氏体的平均粒径规定为10μm以下。
需要说明的是，本发明的金属组织只要具备上述构成，则也可以含有贝氏体、多边形铁素体、岛状马氏体以外的其他相。需要说明的是，作为其他相，例如存在珠光体、渗碳体、马氏体等。这些其他相越少越好，优选在板厚1/4位置处以面积率计为5％以下。
优选的是，本发明的管线管用钢材的压缩强度相对于拉伸强度之比为0.748以上，距钢管表面为1.5mm的位置处的硬度为HV260以下。通过增大压缩强度相对于拉伸强度之比并减小表层硬度，从而能够稳定地制造真圆度良好的钢管。更加优选压缩强度相对于拉伸强度之比为0.750以上，距钢管表面为1.5mm的位置处的硬度为HV256以下。
3.管线管用钢材的制造方法
在本发明的管线管用钢材的制造方法中，将含有上述化学成分的钢坯加热并进行热轧，然后实施加速冷却，接着进行回火(再加热)。以下，说明制造条件的限定理由。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，则温度为钢板(钢材)的板厚方向的平均温度。钢板(钢材)的板厚方向的平均温度根据板厚、表面温度及冷却条件等通过模拟计算等来求出。例如，使用差分法计算板厚方向的温度分布，从而求出钢板(钢材)在板厚方向的平均温度。
钢坯加热温度：1000～1200℃
若钢坯加热温度低于1000℃，则NbC的固溶不充分，且无法获得之后的由析出带来的强化。另一方面，若超过1200℃，则低温韧性劣化。因此，钢坯加热温度规定为1000～1200℃。优选为1000℃以上且优选为1150℃以下。
未再结晶温度区域的累积压下率：60％以上且(轧制结束温度+20℃)以下的温度区域的累积压下率：50％以上
为了获得高的母材韧性，需要在热轧工序中在未再结晶温度区域中进行充分的压下。但是，若未再结晶温度区域的累积压下率低于60％或(轧制结束温度+20℃)以下的温度区域的累积压下量低于50％，则结晶粒的微细化效果不充分。因此，将未再结晶温度区域的累积压下率设为60％以上且将(轧制结束温度+20℃)以下的温度区域的累积压下量设为50％以上。未再结晶温度区域的累积压下率优选为65％以上。(轧制结束温度+20℃)以下的温度区域的累积压下率优选为55％以上。
轧制结束温度：Ar3相变点以上且790℃以下
为了抑制由包辛格效应引起的强度降低，需要将金属组织设为以贝氏体为主体的组织，并抑制多边形铁素体等软质组织的生成。因此，热轧需要在不生成多边形铁素体的温度区域即Ar3相变点以上的温度区域中实施。因此，轧制结束温度规定为Ar3相变点以上。此外，为了获得高的母材韧性，即使在Ar3相变点以上的温度区域中，也需要在低温区域实施轧制，因此将轧制结束温度的上限设为790℃。轧制结束温度优选为780℃以下。
冷却开始温度：Ar3相变点以上
若冷却开始温度低于Ar3相变点，则板厚1/4位置处的多边形铁素体的面积分率超过10％，因包辛格效应而无法确保充分的压缩强度。因此，冷却开始温度规定为Ar3相变点以上。优选为(Ar3相变点+10℃)以上。
需要说明的是，Ar3相变点如上所述能够通过式(3)求出。
Ar3(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo (3)
其中，式(3)的元素符号表示含有元素的质量％，在未含有的情况下设为0。
冷却速度：10℃/s以上
以10℃/s以上的冷却速度进行的加速冷却方法是对于获得高强度且高韧性的钢板而言必不可少的工艺，通过以高冷却速度进行冷却，从而能够获得基于相变强化的强度提高效果。但是，若冷却速度低于10℃/s，则不仅无法获得充分的强度，而且由于发生C的扩散而出现C向未相变奥氏体的富集，MA的生成量变多。如前所述，由于MA等硬质第2相的存在会促进包辛格效应，因而导致压缩强度降低。但是，若冷却速度为10℃/s以上，则冷却中的C的扩散较少，MA的生成也被抑制。因此，加速冷却时的冷却速度规定为10℃/s以上。优选为20℃/s以上。
冷却停止温度：200～450℃
利用轧制结束后的加速冷却来急冷至200～450℃，从而能够生成贝氏体相并获得均匀的组织。但是，若冷却停止温度低于200℃，则过量生成MA，导致由包辛格效应引起的压缩强度降低、韧性劣化。另一方面，若冷却停止温度超过450℃，则将生成珠光体，不仅无法获得充分的强度，而且因包辛格效应而导致压缩强度降低。因此，冷却停止温度规定为200～450℃。优选为250℃以上且优选为430℃以下。
再加热时的钢板表面温度：350～550℃
在上述加速冷却后进行再加热。在钢板的加速冷却中，钢板表层部的冷却速度较快，且钢板表层部被冷却至比钢板内部低的温度。因此，容易在钢板表层部生成岛状马氏体。MA这样的硬质相会促进包辛格效应，因此通过在加速冷却后对钢板表层部进行加热、使MA分解，能够抑制由包辛格效应引起的压缩强度的降低。此外，通过将钢板表层部加热至以钢板表面温度计为350℃以上，从而能够降低钢板表层部的硬度。但是，若钢板表面温度低于350℃，则MA的分解不充分，另外，若超过550℃，则钢板中央部的加热温度也上升而难以稳定地获得规定的强度。因此，加速冷却后的再加热时的钢板表面温度规定为350～550℃。优选为400～530℃。
再加热时的钢板中央温度：低于550℃
通过加速冷却后的适当的再加热，能够使表层部的MA分解而获得高压缩强度。此外，通过使钢板中央部的再加热温度低于550℃，从而能够抑制由加热引起的强度降低。但是，若钢板中央温度变为550℃以上，则发生渗碳体的聚集粗大化，低温韧性劣化，且难以稳定地获得规定的强度。因此，加速冷却后的再加热时的钢板中央温度规定为低于550℃。
加速冷却后的再加热的手段并无特别限定，例如能够使用气氛炉加热、气体燃烧、感应加热等。需要说明的是，考虑经济性、控制性等，优选感应加热。
4.管线管的制造方法
本发明使用通过上述方法制造的钢板(钢材)来制造钢管(管线管)。作为钢材的成型方法，能够举出通过UOE工艺、冲压弯曲(press bending)(也称为弯曲冲压(bendingpress))等冷成型来成型为钢管形状的方法。在UOE工艺中，在对作为材料的钢板(钢材)的宽度方向端部实施坡口加工后，使用C字状的冲压机进行钢板的宽度方向端部的端部弯曲，然后，使用U字状及O字状的冲压机以使钢板的宽度方向端部彼此相对的方式将钢板成型为圆筒形状。接下来，将钢板的相对的宽度方向端部对合并进行焊接。将该焊接称为缝焊接。在该缝焊接中，优选为包括下述两个阶段的工序的方法：对圆筒形状的钢板进行约束，将相对的钢板的宽度方向端部彼此对合并进行定位焊接的定位焊接工序；和通过埋弧焊接法在钢板的对合部的内外表面实施缝焊接的主焊接工序。在进行了缝焊接后，为了消除焊接残余应力及提高钢管真圆度，进行扩管。在扩管工序中，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)设为1.2％以下。这是由于，若扩管率过大，则因包辛格效应而使得压缩强度的降低变大，因而扩管率优选为1.0％以下。需要说明的是，从减小焊接残余应力并提高钢管的真圆度的观点出发，优选扩管率为0.4％以上，更加优选为0.6％以上。
在冲压弯曲的情况下，通过对钢板反复实施三点弯曲而逐次成型，制造具有大致圆形的截面形状的钢管。然后，与上述UOE工艺同样地实施缝焊接。在冲压弯曲的情况下，也可以在缝焊接后实施扩管。
实施例
通过连续铸造法将表1所示的化学成分的钢(钢种A～K)制成板坯，使用该板坯制造板厚为35～40mm的钢板(No.1～26)。使用这些钢板通过UOE工艺制造钢管。缝焊接以内外表面各1道次的4电极埋弧焊接进行，焊接时的输入热量对应于钢板的板厚而设定为20～80kJ/cm的范围。将钢板制造条件及钢管制造条件(扩管率)示于表2。
[表1]
Figure BDA0002605745000000161
[表2]
Figure BDA0002605745000000171
关于按照上述方式制造的钢管的拉伸特性，以管周向的全厚度试验片为拉伸试验片进行拉伸试验，测定拉伸强度。在压缩试验中，从钢管的钢管内表面侧的位置沿管周向采集直径为20mm、长度为60mm的试验片，利用压缩试验测定0.5％压缩屈服强度作为压缩屈服强度。
另外，使用从钢管的管周向采集的DWTT试验片，求出塑性断口率(percentductile fracture)为85％的温度作为85％SATT。
对于接头的HAZ韧性而言，求出塑性断口率为50％的温度作为vTrs。切口位置设为在夏比试验片的切口底部中央存在熔融线且在切口底部中焊接金属与母材(包含焊接热影响部)为1：1的位置。
对于钢管的从表面起为1.5mm位置处的硬度而言，使用维氏硬度试验机以10kgf(98N)的荷重针对距钢管内表面为1.5mm的位置沿钢管周向以10mm间距测定任意20处，使用其平均值。
对于金属组织，从钢管的内表面侧的板厚1/4位置采集样品，研磨后进行使用硝酸乙醇的蚀刻，并使用光学显微镜进行观察。并且，使用以200倍拍摄而得的3张照片，通过图像解析求出贝氏体及多边形铁素体的面积分率。对于MA的观察而言，使用对贝氏体及多边形铁素体的面积分率进行测定后的样品，在硝酸乙醇蚀刻后进行电解蚀刻(两阶段蚀刻)，然后使用扫描电子显微镜(SEM)进行观察。然后，通过图像解析从以1000倍拍摄而得的3张照片中求出MA的面积分率。对于贝氏体的平均粒径而言，从钢管的内表面侧的板厚1/4位置采集样品，研磨后进行使用硝酸乙醇的蚀刻，使用以光学显微镜观察而得的显微镜照片，通过线段法求得。
需要说明的是，在实施例中确定了钢管中的金属组织，可将该结果作为钢板(钢材)的金属组织。
将金属组织及机械特性的结果示于表3。
[表3]
Figure BDA0002605745000000191
在表3中，No.1～10均为拉伸强度为570MPa以上、压缩强度为440MPa以上、DWTT性能的85％SATT为-10℃以下、HAZ韧性为-20℃以下，评价结果均良好。此外，No.1～10均为压缩强度相对于拉伸强度之比为0.75以上、距钢管表面为1.5mm的位置处的硬度为HV260以下，在与以往相比能更稳定地制造真圆度良好的钢管方面是有效的。
另一方面，No.11～21的成分组成在本发明的范围内，但制造方法为本发明的范围外，因此未能获得期望的金属组织。其结果，拉伸强度、压缩强度或DWTT特性中的任意变差。No.22～26的化学成分为本发明的范围外，因此拉伸强度、压缩强度、DWTT特性或HAZ韧性中的任意变差。需要说明的是，对于No.18、19而言，其再加热时的制造条件为本发明的范围外，因此压缩强度相对于拉伸强度之比及距钢管表面为1.5mm的位置处的硬度变差。
根据本发明，能够获得高强度且低温韧性及DWTT性能优异的API-X70级以上的钢管。因此，能够将本发明的钢管应用于要求高耐塌陷性能的深海用管线管。

Claims (5)

1.管线管用钢材的制造方法，所述钢材的拉伸强度为570MPa以上、压缩强度为440MPa以上、板厚为30mm以上，在所述制造方法中，将具有下述成分组成的钢加热至1000～1200℃的温度，在实施未再结晶温度区域的累积压下率为60％以上且在轧制结束温度+20℃至轧制结束温度的温度区域的累积压下率为50％以上、轧制结束温度以钢板平均温度计为Ar3相变点以上且790℃以下的热轧后，从Ar3相变点以上的温度起以10℃/s以上的冷却速度进行加速冷却直至冷却停止温度以钢板平均温度计为200～450℃，然后实施钢板表面温度为350～550℃且钢板中央温度低于550℃的再加热，
所述成分组成以质量％计含有
C：0.030～0.10％、
Si：0.01～0.30％、
Mn：1.0～2.0％、
Nb：0.005～0.050％、
Ti：0.005～0.025％、
Al：0.08％以下，
所述成分组成以质量％计还含有
Cu：0.5％以下、
Ni：1.0％以下、
Cr：1.0％以下、
Mo：0.5％以下、
V：0.1％以下中的1种以上，以式(1)表示的Ceq值为0.350以上，以式(2)表示的Pcm值为0.20以下，以式(3)表示的Ar3相变点为750℃以下，余量为Fe及不可避免的杂质，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 (1)
Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10 (2)
Ar3(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo (3)
其中，式(1)～式(3)的元素符号表示含有元素的质量％，在未含有的情况下设为0。
2.管线管的制造方法，所述管线管的拉伸强度为570MPa以上、压缩强度为440MPa以上、板厚为30mm以上，所述管线管的制造方法中，将使用权利要求1所述的方法制造的管线管用钢材通过冷成型制成钢管形状，在将对合部缝焊接后，以1.2％以下的扩管率进行扩管来制造钢管。
3.管线管用钢材，所述钢材的拉伸强度为570MPa以上、压缩强度为440MPa以上、板厚为30mm以上，所述管线管用钢材具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有
C：0.030～0.10％、
Si：0.01～0.30％、
Mn：1.0～2.0％、
Nb：0.005～0.050％、
Ti：0.005～0.025％、
Al：0.08％以下，
所述成分组成以质量％计还含有
Cu：0.5％以下、
Ni：1.0％以下、
Cr：1.0％以下、
Mo：0.5％以下、
V：0.1％以下中的1种以上，以式(1)表示的Ceq值为0.350以上，以式(2)表示的Pcm值为0.20以下，以式(3)表示的Ar3相变点为750℃以下，余量为Fe及不可避免的杂质，
所述管线管用钢材的金属组织以贝氏体为主体，在板厚1/4位置处，多边形铁素体的面积分率为10％以下且岛状马氏体的面积分率为5％以下，板厚1/2位置的贝氏体的平均粒径为10μm以下，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 (1)
Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10 (2)
Ar3(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo (3)
其中，式(1)～式(3)的元素符号表示含有元素的质量％，在未含有的情况下设为0。
4.根据权利要求3所述的管线管用钢材，其中，压缩强度相对于拉伸强度之比为0.748以上，距钢管内表面为1.5mm的位置处的硬度为HV260以下。
5.管线管的制造方法，所述管线管的拉伸强度为570MPa以上、压缩强度为440MPa以上、板厚为30mm以上，所述管线管的制造方法中，将权利要求3或4所述的管线管用钢材通过冷成型制成钢管形状，在将对合部缝焊接后，以1.2％以下的扩管率进行扩管来制造钢管。
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