TWI392748B - Pipeline steel and steel pipe - Google Patents

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Matsushima Tomohiro
Tsuji Akiyoshi
Kakihara Shinichi
Shikanai Nobuo
Awajiya Hiroshi
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Description

管線用鋼板及鋼管
本發明係有關於一種原油(crude oil)或天然氣(natural gas)等之輸送用管線(linepipe for transportation)中所使用之耐氫致破裂性(以下稱為耐HIC性(Anti-Hydrogen Induced Cracking))優異之高強度管線用鋼板(high-strength steel plate for linepipe)及使用該鋼板所製造之管線用鋼管，本發明尤其係關於一種適合於要求嚴格之耐HIC性能且管厚(pipe thickness)為20mm以上之管線的管線用鋼板及鋼管。
一般而言，利用UOE成形(UOE forming)、壓彎成形(press bend forming)、輥成形(roll forming)等，將藉由軋板機或熱軋機所製造之鋼板成形為鋼管，而製造管線。用於輸送含有硫化氫(hydrogen sulfide)之原油或天然氣之管線(以下，有時稱為「耐酸管線(line pipe for sour gas service)」)除了需要強度、韌性、焊接性(weldability)之外，亦需要耐氫致破裂性(耐HIC性)及耐應力腐蝕破裂性(耐SCC性(Anti-Stress Corrosion Cracking)等之所謂之耐酸性(sour resistance)。鋼材之氫致破裂(以下稱為HIC)係腐蝕反應(corrosion reaction)造成之氫離子吸附於鋼材表面，作為原子狀之氫(atomic hydrogen)而侵入至鋼內部，並擴散、集聚於鋼中之MnS等之非金屬夾雜物(non-metal inclusion)及較硬之第2相組織之周圍，因其內壓而產生破裂。
先前，為了防止此種氫致破裂，已提出有若干方法。例如，於日本專利特開昭54-110119號公報中已提出如下之技術，即，降低鋼中之S含量，並且適量地添加Ca及REM(rare-earth metal，稀土金屬)等，藉此抑制伸展得較長之MnS之產生，將形態(shape)改變為微細地分散之球狀之CaS夾雜物。藉此，減小由硫化物系夾雜物產生之應力集中(stress concentration)，抑制破裂之產生與傳播，從而改善耐HIC性。
於日本專利特開昭61-60866號公報、特開昭61-165207號公報中已提出如下之技術，即，減少偏析(segregation)傾向高之元素(C、Mn、P等)，於鋼坯加熱階段(slab heating process)中，藉由均熱處理(soaking heat treatment)而減少偏析，並且於熱軋之後進行加速冷卻(accelerated cooling)而使金屬組織成為變韌鐵相。藉此，抑制於中心偏析部(center segregation area)之成為破裂之起點之島狀麻田散鐵(M-A constituent)之產生、以及成為破裂之傳播路徑(propagation path)之麻田散鐵(martensite)等之硬化組織(hardened structure)之產生。又，於日本專利特開平5-255747號公報中，已提出基於偏析係數(segregation coefficient)之碳當量式(carbon equivalent formula)，且提出藉由使該碳當量式成為一定值以下而抑制中心偏析部之破裂之方法。
進而，作為中心偏析部之破裂之對策，於日本專利特開2002-363689號公報中，已提出將中心偏析部之Nb與Mn之偏析度(segregation degree)規定為一定值以下之方法；於日本專利特開2006-63351號公報中，已提出分別對成為HIC之起點之夾雜物之大小、與中心偏析部之硬度進行規定之方法。
然而，於近年來之耐酸管線中，管厚為20mm以上之厚壁管(heavy wall pipe)增加，於此種厚壁管中，為了確保強度，必需增加合金元素之添加量。於該情形時，即便利用如上所述之習知技術之方法來抑制MnS之產生，且改善中心偏析部之組織，中心偏析部之硬度亦會上升，導致以Nb碳氮化物(carbonitride)為起點而產生HIC。對於來自Nb碳氮化物之破裂而言，由於其破裂長度率(crack length rate)小，故而於習知之耐HIC性能之要求基準下並未無特別之問題，但近年來要求更高之耐HIC性能，亦必需抑制以Nb碳氮化物為起點之HIC。
如日本專利特開2006-63351號公報所述，使含有Nb之碳氮化物成為5μm以下之非常小之尺寸之方法，能夠有效地抑制中心偏析部之HIC之產生。然而，實際上，於鑄塊(ingot casting)或連續鑄造(continuous casting)時，存在有於最終凝固部中析出粗大之Nb碳氮化物之結晶(crystallize)之情形，相對於如上所述之更嚴格之耐HIC性能之要求，為了抑制HIC之產生，並且為了抑制將以某頻率產生之Nb碳氮化物等作為基點而產生之破裂之傳播，必需極其嚴格地對中心偏析部之材質進行管理。作為對中心偏析部之材質進行管理之方法，可列舉由日本專利特開平5-255747號公報所提出之考慮了偏析係數之碳等量式。然而，由於藉由電子探針微量分析儀(Electron Probe Micro Analyzer)進行分析，並以實驗之方式求出偏析係數，因此，僅能夠求出例如點尺寸(spot-size)為10μm左右之測定範圍內之平均值，並無能夠準確地預測中心偏析部之濃度之方法。
因此，本發明之目的在於解決如上所述之習知技術之問題，並提供一種耐HIC性優異之高強度管線用鋼板，尤其提供一種能夠充分地對應於管厚為20mm以上之耐酸管線所要求之嚴格耐HIC性能且具有優異之耐HIC性的高強度耐酸管線用鋼板。
又，本發明之其他目的在於提供一種使用了具有如上所述之優異性能之高強度管線用鋼板之管線用鋼管。
再者，本發明之目標鋼管均係APIX65以上(降伏應力為65ksi以上、450MPa以上)之鋼管，且係拉伸強度為535MPa以上之高強度鋼管。
本發明之要旨如下所述。
1.一種管線用鋼板，係按重量%計，含有C：0.02～0.06%、Si：0.5%以下、Mn：0.8～1.6%、P：0.008%以下、S：0.0008%以下、Al：0.08%以下、Nb：0.005～0.035%、Ti：0.005～0.025%、Ca：0.0005～0.0035%，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質之鋼，由下式所表示之CP值為0.95以下，Ceq值為0.30以上。
CP=4.46C(%)+2.37Mn(%)/6+{1.18Cr(%)+1.95Mo(%)+1.74V(%)}/5+{1.74Cu(%)+1.7Ni(%)}/15+22.36P(%)
Ceq=C(%)+Mn(%)/6+{Cr(%)+Mo(%)+V(%)}/5+{Cu(%)+Ni(%)}/15。
2.如上述1之鋼板，其中，按重量%計，進一步含有Cu：0.5%以下、Ni：1%以下、Cr：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.1%以下中之1種或2種以上。
3.如上述1或2之鋼板，其中，中心偏析部之硬度為HV250以下，中心偏析部之Nb碳氮化物之長度為20μm以下。
4.如上述1至3中任一項之鋼板，其中，上述鋼板之金屬組織具有體積分率為75%以上之變韌鐵相。
5.一種管線用鋼管，其係使用如上述1至4中任一項之鋼板，藉由冷成形而作成管形狀，並藉由將其對接部進行縫焊接而製造。
本發明之管線用鋼板以及鋼管具有優異之耐HIC性，尤其可充分地對應於管厚為20mm以上之管線所要求之嚴格之耐HIC性能。
本發明者等自破裂之起點與中心偏析部之組織之觀點，詳細地對HIC測試中之破裂之產生及其傳播行為進行調查，結果獲得以下之見解。
首先，為了抑制中心偏析部之破裂，需要與成為起點之夾雜物之種類相對應之中心偏析部之材質。圖1表示使用在中心偏析部生成有MnS或Nb碳氮化物之鋼板而進行HIC測試(測試方法與下述之實施例相同)之結果的一例。據此知悉：於中心偏析部存在MnS時，即便硬度低，破裂面積率仍會上升，因此，極為重要的是抑制MnS之生成。然而，即便可抑制MnS之產生，於存在Nb碳氮化物時，若中心偏析部之硬度超過某水準(此處為維氏硬度(Vickers hardness)HV250)，則於HIC測試中仍會產生破裂。
為了解決此種問題，必需精密地控制鋼板之化學成分，使中心偏析部之硬度為既定水準以下(較佳為HV250以下)。本發明者等以熱力學之方式(thermodynamically)對中心偏析部之化學成分之濃化行為(incrassate behavior)進行解析，並導出了各合金元素之偏析係數。該偏析係數之導出係根據以下之順序而進行。首先，於鑄造時之最終凝固部生成由凝固收縮(solidification shrinkage)或脹大(bulging)引起之空隙(void)，周邊之已濃化之熔化鋼料(molten steel)流入至該部分，形成成分已濃化之偏析點。其次，於已濃化之偏析點(segregation spot)凝固之過程中，基於熱力學平衡分配係數(equilibrium distribution coefficient)，產生凝固界面(solidification boundary)上之成分變化，因此，能夠以熱力學之方式求出最終所形成之偏析部之濃度。使用以如上所述之熱力學解析所求出之偏析係數，獲得與下式所示之中心偏析部之碳當量式相對應之CP值。繼而發現：藉由將該CP值設為一定值以下，可將中心偏析部之硬度控制為產生破裂之極限硬度以下。圖2表示下式所示之CP值與HIC測試(測試方法與下述之實施例相同)中之破裂面積率之關係。據此可知：當CP值變高時，破裂面積率會急遽地上升，但藉由將CP值抑制為一定值以下，可減小HIC中之破裂。
CP=4.46C(%)+2.37Mn(%)/6+{1.18Cr(%)+1.95Mo(%)+1.74V(%)}/5+{1.74Cu(%)+1.7Ni(%)}/15+22.36P(%)
又，將HIC測試中之成為破裂之產生起點之Nb碳氮化物的大小抑制為一定值以下，進而將金屬組織作成為微細之變韌鐵主體之組織，藉此抑制破裂之傳播，從而可與上述對策相配合地獲得穩定且更優異之耐HIC性能。
以下，對本發明之管線用鋼板之詳情加以說明。
首先，對本發明之化學成分之限定理由加以說明。再者，成分量之%均為「重量%」。
．C：0.02～0.06%：
C係用以提高藉由加速冷卻所製造之鋼板之強度的最有效元素。然而，若C量未達0.02%，則無法確保充分之強度，另一方面，若超過0.06%，則韌性以及耐HIC性劣化。因此，C量設為0.02～0.06%。
．Si：0.5%以下：
添加Si用於脫氧，但若Si量超過0.5%，則韌性及焊接性(weldability)劣化。因此將Si量設為0.5%以下。又，根據上述觀點，更佳之Si量為0.3%以下。
．Mn：0.8～1.6%：
添加Mn用於提高鋼之強度以及韌性，但若Mn量未達0.8%，則上述效果不充分，若超過1.6%，則焊接性與耐HIC性劣化。因此，將Mn量設為0.8～1.6%之範圍內。又，根據上述觀點，更佳之Mn量為0.8～1.3%。
．P：0.008%以下：
P係不可避免之雜質元素，其使中心偏析部之硬度上升，而使耐HIC性劣化。若P量超過0.008%，則上述傾向變得顯著。因此，將P量設為0.008%以下。又，根據上述觀點，更佳之P量為0.006%以下。
．S：0.0008%以下：
S於鋼中一般係成為MnS系之夾雜物，但藉由添加Ca，可將MnS系夾雜物之形態控制為CaS系夾雜物之形態。然而，若S量多，則CaS系夾雜物之量亦變多，於高強度材料中可成為破裂之起點。若S量超過0.0008%，則上述傾向變得顯著。因此，將S量設為0.0008%以下。
．Al：0.08%以下：
Al係作為脫氧劑而添加，但若Al量超過0.08%，則延展性會因潔淨度之降低而劣化，因此，將Al量設為0.08%以下。該Al量更佳為0.06%以下。
．Nb：0.005～0.035%：
Nb係抑制壓延時之晶粒生長，藉由微細粒化而提高韌性，並且提高硬化性以提高加速冷卻後之強度的元素。然而，若Nb量未達0.005%，則其效果不充分，另一方面，若超過0.035%，則不僅焊接熱影響部分(welded heat affected zone)之韌性劣化，而且會導致生成粗大之Nb碳氮化物，從而耐HIC性能劣化。尤其於鑄造過程中之最終凝固部中，合金元素濃化，而且冷卻速度慢，因此容易於中心偏析部析出Nb碳氮化物之結晶。該Nb碳氮化物係藉由壓延而成為鋼板之後仍會殘存，於HIC測試中產生以Nb碳氮化物為起點之破裂。中心偏析部之Nb碳氮化物之尺寸會受到Nb添加量之影響，藉由將Nb添加量之上限設為0.035%以下，可使該Nb碳氮化物之尺寸為20μm以下。因此，將Nb量設為0.005～0.035%。又，根據上述觀點，更佳之Nb量為0.010～0.030%。
．Ti：0.005～0.025%：
Ti不僅形成TiN以抑制鋼坯加熱時之晶粒生長(grain growth)，而且抑制焊接熱影響部分之晶粒生長，藉由母材及焊接熱影響部分之微細粒化而提高韌性。然而，若Ti量未達0.005%，則其效果不充分，另一方面，若超過0.025%，則韌性劣化。因此，將Ti量設為0.005～0.025%。又，根據上述觀點，更佳之Ti量為0.005～0.018%。
．Ca：0.0005～0.0035%：
Ca係控制硫化物系夾雜物之形態，且有效地改善延展性並提高耐HIC性能之元素，但若Ca量未滿0.0005%，則其效果不充分，另一方面，即便添加超過0.0035%之Ca量，效果亦會飽和，反而韌性會因潔淨度之降低而劣化，並且鋼中之Ca系氧化物量增加，以該等Ca系氧化物為起點而產生破裂，結果導致耐HIC性能亦不佳。因此，將Ca量設為0.0005～0.0035%。又，根據上述觀點，更佳之Ca量為0.0010～0.030%。
本發明之鋼板進而能夠以如下所述之範圍而含有選自Cu、Ni、Cr、Mo、V中之1種或2種以上。
．Cu：0.5%以下：
Cu係有效地改善韌性並提高強度之元素，但為了獲得該效果，Cu量較佳為0.02%以上。若Cu量超過0.5%，則焊接性劣化。因此，於添加Cu時，將Cu量設為0.5%以下。又，根據上述觀點，更佳之Cu量為0.3%以下。
．Ni：1%以下：
Ni係有效地改善韌性並提高強度之元素，但為了獲得該效果，Ni量較佳為0.02%以上。若Ni量超過1.0%，則焊接性會劣化。因此，於添加Ni時，將Ni量設為1.0%以下。又，根據上述觀點，更佳之Ni量為0.5%以下。
．Cr：0.5%以下：
Cr係有效地藉由提高硬化性(hardenability)而使強度上升之元素，但為了獲得該效果，Cr量較佳為0.02%以上。若Cr量超過0.5%，則焊接性劣化。因此，於添加Cr時，將Cr量設為0.5%以下。又，根據上述觀點，更佳之Cr量為0.3%以下。
．Mo：0.5%以下：
Mo係有效地改善韌性並提高強度之元素，但為了獲得該效果，Mo量較佳為0.02%以上。若Mo量超過0.5%，則焊接性會劣化。因此，於添加Mo時，將Mo量設為0.5%以下。又，根據上述觀點，更佳之Mo量為0.3%以下。
．V：0.1%以下：
V係不使韌性劣化而使強度上升之元素，但為了獲得該效果，V量較佳為0.01%以上。若V量超過0.1%，則明顯地損害焊接性。因此，於添加V時，將V量設為0.1%以下。又，根據上述觀點，更佳之V量為0.05%以下。
再者，本發明之鋼板之剩餘部分為Fe以及不可避免之雜質。
本發明中，進而規定由下式所表示之CP值以及Ceq值。
．CP值：0.95以下：
CP=4.46C(%)+2.37Mn(%)/6+{1.18Cr(%)+1.95Mo(%)+1.74V(%)}/5+{1.74Cu(%)+1.7Ni(%)}/15+22.36P(%)
此處，C(%)、Mn(%)、Cr(%)、Mo(%)、V(%)、Cu(%)、Ni(%)、及P(%)分別為元素之含量。
與CP值相關之上述式，係為了根據各合金元素之含量來推斷中心偏析部之材質而設計之式，CP值越高，則中心偏析部之濃度變高，中心偏析部之硬度上升。如圖2所示，藉由將該CP值設為0.95以下，可充分地減小中心偏析部之硬度(較佳為HV250以下)，從而可抑制HIC測試中之破裂。因此將CP值設為0.95以下。又，CP值越低，則中心偏析部之硬度變低，因此於需要更高之耐HIC性能之情形時，較佳係將CP值設為0.92以下。又，CP值越低，則中心偏析部之硬度降低，HIC性能提高，因此CP值之下限無特別之規定，但為了獲得適當之強度，較佳係將CP值設為0.60以上。
．Ceq值：0.30以上：
Ceq=C(%)+Mn(%)/6+{Cr(%)+Mo(%)+V(%)}/5+{Cu(%)+Ni(%)}/15
Ceq係鋼之碳當量(carbon equivalent)，且係硬化性指數(hardenability index)，Ceq值越高，則鋼材之強度變高。
本發明尤其係以提高管厚為20mm以上之厚壁管之耐酸管線之HIC性能為目的，為了獲得厚壁管及充分之強度，Ceq值必需為0.30以上。因此將Ceq值設為0.30以上。Ceq值越高，則可獲得越高之強度，且亦可製造更厚之鋼管，但若合金元素濃度過高，則中心偏析部之硬度亦會上升，從而導致耐HIC性能劣化，因此，較佳係將Ceq值之上限設為0.42%。
又，對於本發明之鋼板及鋼管而言，關於中心偏析部之硬度與成為HIC之起點之Nb碳氮化物之大小，較佳係滿足如下所述之條件。
．中心偏析部之硬度：維氏硬度HV250以下：
如上所說明，HIC中之破裂成長之機制，係氫集聚於鋼中之夾雜物等之周圍並產生破裂，破裂朝夾雜物周圍傳播，藉此成長為大破裂。此時，中心偏析部係最會產生破裂，且最容易傳播破裂之部位，中心偏析部之硬度越大，則越容易產生破裂。於中心偏析部之硬度為HV250以下時，即便於中心偏析部殘存有微小之Nb碳氮化物，亦不易產生破裂之傳播，因此可抑制HIC測試中之破裂面積率。然而，若中心偏析部之硬度超過HV250，則破裂變得容易傳播，尤其於Nb碳氮化物產生之破裂變得容易傳播。因此，中心偏析部之硬度較佳為HV250以下。又，於要求更嚴格之HIC性能時，必需進一步減小中心偏析部之硬度，於該情形時，中心偏析部之硬度較佳為HV230以下。
．中心偏析部之Nb碳氮化物之長度：20μm以下：
生成於中心偏析部之Nb碳氮化物，於HIC測試中成為氫之集聚部位，以該部位為起點而產生破裂。此時，Nb碳氮化物之尺寸越大，則破裂越容易傳播，即便中心偏析部之硬度為HV250以下，破裂亦會傳播。而且，若Nb碳氮化物之長度為20μm以下，則可藉由將中心偏析部之硬度設為HV250以下而抑制破裂之傳播。因此，Nb碳氮化物之長度為20μm以下，較佳為10μm。此處，Nb碳氮化物之長度設為其粒子之最大長度。
本案發明尤其適合於板厚為20mm以上之耐酸管線用鋼板。其原因在於，一般於板厚(管厚)未達20mm之情形，合金成分之添加量少，因此中心偏析部之硬度亦低，容易獲得良好之耐HIC性能。又，鋼板之厚度越大，則越需要添加合金元素，難以減小中心偏析部之硬度，因此，尤其於板厚超過25mm之厚壁鋼板中，可進一步發揮上述效果。
再者，本發明之目標鋼管均係APIX65以上(降伏應力為65ksi以上、450MPa以上)之鋼管，且係拉伸強度為535MPa以上之高強度鋼管。
又，本發明之鋼板(以及鋼管)之金屬組織，較理想係變韌鐵相之體積分率為75%以上，較佳為90%以上。變韌鐵相係強度、韌性優異之金屬組織，藉由將其體積分率設為75%以上，可抑制破裂之傳播，能夠於維持高強度之同時獲得高耐HIC性能。另一方面，若成為變韌鐵相之體積分率低之金屬組織，例如，成為鐵氧體、波來鐵、MA(島狀麻田散鐵)或麻田散鐵等之金屬相與變韌鐵相之混合組織，則會促進相界面上之破裂之傳播，耐HIC性能降低。若變韌鐵相以外之金屬相(鐵氧體、波來鐵、麻田散鐵等)之體積分率未達25%，則耐HIC性能之降低程度小，因此，變韌鐵相之體積分率較佳為75%以上，根據同樣之觀點，更佳之變韌鐵相之體積分率為90%以上。
對於本發明之鋼板而言，藉由對上述化學成分與中心偏析部之硬度以及Nb碳氮化物之尺寸進行規定，進而將金屬組織作成為變韌鐵主體之組織，藉此，即便壁管厚，亦可獲得優異之耐HIC性能，因此基本上可利用與習知之方法相同之製造方法來製造。然而，為了獲得耐HIC性能以及最佳之強度及韌性，較佳係以如下所示之條件而進行製造。
．鋼坯加熱溫度(slab heating temperature)：1000～1200℃：
若對鋼坯進行熱軋(hot rolling)時之鋼坯加熱溫度未達1000℃，則無法獲得充分之強度，另一方面，若超過1200℃，則韌性及DWTT特性(Drop Weight Tear Test property，錘落撕裂特性)劣化。因此，鋼坯加熱溫度較佳為1000～1200℃。
於熱軋步驟(hot rolling process)中，為了獲得高母材韌性，壓延完成溫度(hot rolling finish temperature)越低越好，但另一方面，由於壓延效率(rolling efficiency)降低，故而壓延完成溫度係考慮必要之母材韌性與壓延效率而設定為適當之溫度。又，為了獲得高母材韌性，較佳係將非再結晶溫度區域(non-recrystallization temperature zone)中之壓縮量設為60%以上。
熱軋之後，較佳係以如下所述之條件實施加速冷卻。
．加速冷卻開始時之鋼板溫度：(Ar3-10℃)以上：
此處，Ar3變態點溫度係根據鋼之成分，由Ar3(℃)=910-310C(%)-80Mn(%)-20Cu(%)-15Cr(%)-55Ni(%)-80Mo(%)所求出。
若加速冷卻開始時之鋼板溫度低，則加速冷卻前之鐵氧體生成量變多，尤其若溫度自Ar3變態點降低之幅度超過10℃，則耐HIC性會劣化。又，鋼板之金屬組織亦無法確保充分之體積分率之變韌鐵相(較佳為75%以上)。因此，加速冷卻開始時之鋼板溫度較佳為(Ar3-10℃)以上。
．加速冷卻之冷卻速度：5℃/sec以上
為了穩定地獲得充分之強度，加速冷卻之冷卻速度較佳為5℃/sec以上。
．加速冷卻停止時之鋼板溫度：250～600℃：
加速冷卻係為了藉由變韌鐵變態來獲得高強度之重要製程。然而，若加速冷卻之冷卻停止時之鋼板溫度超過600℃，則變韌鐵變態不完全，無法獲得充分之強度。又，若加速冷卻之冷卻停止時之鋼板溫度未達250℃，則會產生MA(島狀麻田散鐵)等之硬質之組織，不僅容易使耐HIC性能劣化，而且鋼板表層部之硬度變得過高，又，容易於鋼板中產生應變，而使成形性劣化。因此，加速冷卻時之冷卻停止時之鋼板溫度設為250～600℃。
再者，對於上述鋼板溫度而言，於在鋼板之板厚方向上存在溫度分布時，為板厚方向上之平均溫度，於板厚方向上之溫度分布較小時，亦可將鋼板表面之溫度作為鋼板溫度。又，於加速冷卻之後，鋼板表面與內部存在溫度差，但該溫度差稍後會由熱傳導所消除，板厚方向上之溫度分布變得均一，因此，亦可根據此種均熱化後之鋼板表面溫度，求出加速冷卻之冷卻停止時之鋼板溫度。
於加速冷卻之後，直接藉由空冷來對鋼板進行冷卻即可，但為了使鋼板內部之材質均一化，亦可於氣體燃燒爐或感應加熱等中進行再加熱。
其次，對本發明之管線用鋼管加以說明，該管線用鋼管係將如上所述之本發明之鋼板藉由冷成形(cold forming)而作為管形狀，並對其對接部進行縫焊接(seam welding)，藉此所製造之鋼管。
冷成形之方法為任意，但通常藉由UOE製程或壓彎等而成形為管形狀。對於對接部之縫焊接而言，只要能夠獲得充分之接頭強度與接頭韌性，則可採用任意之焊接法，但根據焊接品質與製造效率之觀點，尤佳為潛弧焊。對對接部進行縫焊接之後，為了除去焊接殘留應力並提高鋼管真圓度而進行擴管加工。此時之擴管率係以可獲得既定之鋼管真圓度並除去殘留應力為條件，較佳係設為0.5～1.5%。
[實施例]
藉由連續鑄造法而將表1所示之化學成分之鋼(鋼種A～V)作為鋼坯，使用該鋼來製造板厚為25.4mm及33mm之厚鋼板。
藉由熱軋對已加熱之鋼坯進行壓延，其後，實施加速冷卻而達到既定之強度。此時之鋼坯加熱溫度為1050℃，壓延完成溫度為840～800℃，加速冷卻之開始溫度為800～760℃。加速冷卻之停止溫度為450～550℃。所獲得之鋼板之強度均滿足APIX65，拉伸強度為570～630MPa。關於鋼板之拉伸特性，係將壓延垂直方向之總厚度測試片作為拉伸測試片而進行拉伸測試，並測定拉伸強度。
關於該等鋼板，自複數個位置選取各6～9個HIC測試片，對耐HIC特性進行檢查。將測試片於使pH約為3之硫化氫飽和之5%NaCl+0.5%CH3 COOH水溶液(通常之NACE溶液)中浸漬96小時之後，藉由超音波探傷(ultrasonic flaw detection)，檢查測試片之整個面上是否有破裂，以破裂面積率(CAR：crack area rate)來評價耐HIC特性。此處，各個鋼板之6～9個測試片中，將破裂面積率最大者設為代表該鋼板之破裂面積率，將6%以下之破裂面積率設為合格。
對於中心偏析部之硬度而言，係對自鋼板選取之複數個樣品之板厚方向剖面進行研磨之後，輕微地加以蝕刻，以負重為50g之維氏硬度計(Vickers hardness meter)對可觀察到偏析帶(segregation line)之部分進行測定，將其最大值設為中心偏析部之硬度。
中心偏析部之Nb碳氮化物之長度，係利用電子顯微鏡(electron microscope)，對在HIC測試中產生了破裂之部分之斷面進行觀察，設為剖面上(fracture surface)之Nb碳氮化物粒之最大長度。又，於在HIC測試中未產生破裂之情形，對HIC測試片之複數個剖面進行研磨之後，輕微地加以蝕刻，藉由EPMA(電子探針微量分析儀)來繪製可觀察到偏析帶之部分之Nb之元素分布圖(elemental mapping)，對Nb碳氮化物進行識別，將其粒之最大長度設為Nb碳氮化物之長度。關於金屬組織，利用光學顯微鏡來對板厚中央部以及t/4位置進行觀察，根據所拍攝之照片，藉由圖像處理而測定變韌鐵相之面積分率，將3～5視野之變韌鐵面積分率之平均值設為體積分率。
將以上之測試以及測定結果表示於表2中。
表1以及表2中，對於屬於本發明例之鋼板(鋼種)No.A～K及U、V而言，HIC測試所得之破裂面積率均小，且耐HIC性極佳。
相對於此，屬於比較例之鋼板(鋼種)L～O由於CP值超過0.95，因此中心偏析部之硬度大，於HIC測試中表現出高破裂面積率，耐HIC性不佳。又，同樣地，鋼板(鋼種)P、Q由於Mn量或S量高於本發明之範圍，因此於中心偏析部產生MnS，產生以MnS為起點之破裂，結果導致耐HIC性不佳。又，同樣地，鋼板(鋼種)R由於Nb量高於本發明之範圍，因此於中心偏析部產生粗大之Nb碳氮化物，即便CP值處於本發明之範圍內，耐HIC性亦不佳。同樣地，鋼板(鋼種)S中未添加Ca，無法利用Ca來對硫化物系夾雜物之形態進行控制，因此耐HIC性不佳。同樣地，鋼板(鋼種)T由於Ca量高於本發明之範圍，因此鋼中之Ca系氧化物量增加，以該等Ca系氧化物為起點而產生破裂，結果導致耐HIC性不佳。
使用表2所示之鋼板之一部分來製造鋼管。亦即，藉由UOE製程對鋼板進行冷成形，使之成為管形狀，對其對接部進行內外面各1層之潛弧焊(submerged arc welding)(縫焊接)之後，實施使鋼管之外周變化1%之擴管加工，製造外徑(external diameter)為711mm之鋼管。
關於所製造之鋼管，進行與上述鋼板相同之HIC測試。將其結果表示於表3中。再者，將一個測試片之長度方向切割為4等分，對其剖面進行觀察，利用破裂長度率(CLR(crack length rate))(破裂之總長度/測試片之寬度(20mm)之平均值)來評價耐HIC性能。
表3中，No.1～10及18、19之本發明之鋼管在HIC測試中之破裂長度率為10%以下，耐HIC性能優異。另一方面，No.11～17之比較例之鋼管之耐HIC性均不佳。
 (產業上之可利用性)
如上所述，根據本發明，板厚為20mm以上之厚壁管具有極優異之耐HIC性能，可適用於近年來更嚴格之耐HIC性能要求之管線。
又，本發明可獲得能夠適用於板厚為20mm以上之厚肉之鋼板之效果，但厚度越厚，則需要添加合金元素，難以減小中心偏析部之硬度，因此，於厚度超過25mm之厚壁鋼板中，更能夠發揮上述效果。
圖1係關於在中心偏析部生成有MnS或Nb碳氮化物之鋼板，表示中心偏析部之硬度與HIC測試中之破裂面積率(crack area rate)之關係的圖表。
圖2係表示鋼板之CP值與HIC測試中之破裂面積率之關係的圖表。

Claims (3)

  1. 一種管線用鋼板，係按重量%計，含有C：0.02~0.06%、Si：0.5%以下、Mn：0.8~1.6%、P：0.008%以下、S：0.0008%以下、Al：0.08%以下、Nb：0.005~0.035%、Ti：0.005~0.025%、Ca：0.0005~0.0035%、Cr：0.02~0.5%，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質之鋼，由下式所表示之CP值為0.95以下，Ceq值為0.30以上，CP=4.46C(%)+2.37Mn(%)/6+{1.18Cr(%)+1.95Mo(%)+1.74V(%)}/5+{1.74Cu(%)+1.7Ni(%)}/15+22.36P(%) Ceq=C(%)+Mn(%)/6+{Cr(%)+Mo(%)+V(%)}/5+{Cu(%)+Ni(%)}/15；該管線用鋼板係按重量%計，進一步含有Cu：0.5%以下、Ni：1%以下、Mo：0.5%以下、V：0.1%以下中之1種或2種以上；上述鋼板之金屬組織具有體積分率為75%以上之變韌鐵相。
  2. 如申請專利範圍第1項之管線用鋼板，其中，中心偏析部之硬度為HV250以下，中心偏析部之Nb碳氮化物之長度為20 μm以下。
  3. 一種管線用鋼管，其係將申請專利範圍第1或2項之管線用鋼板藉由冷成形而作成管形狀，藉由對其對接部進行縫焊接而製造。
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