專利名稱：高強(qiáng)度焊接鋼管及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及優(yōu)選適用于原油及天然氣輸送用干線管的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度焊接鋼管及其制造方法。本申請基于2010年2月4日提出的日本專利申請?zhí)卦?010-22831號并主張其優(yōu)先權(quán)，這里引用其內(nèi)容。
背景技術(shù)：
現(xiàn)在，作為原油及天然氣的長距離輸送用干線管的原材料，從美國石油協(xié)會(API)標(biāo)準(zhǔn)的X70 (抗拉強(qiáng)度為570MPa以上)到X80 (抗拉強(qiáng)度為625MPa以上)的干線用鋼管正在實(shí)用化。近年來，為了進(jìn)一步提高輸送效率，一直在對干線管的內(nèi)壓的高壓化進(jìn)行研究，、為了能夠抗高內(nèi)壓，要求X70以上、甚至X80以上的高強(qiáng)度干線管用鋼管的厚壁化。此外，可以預(yù)想，今后的原油及天然氣的開采區(qū)將延伸到北極圈等極寒地帶，對于高強(qiáng)度厚壁干線管用鋼管，要求_40°C以下、甚至_60°C以下的低溫韌性。特別是在制造鋼管時，在通過UO工序?qū)⒑皲摪宄尚螢楣軤詈螅瑢⒍瞬勘舜酥g對接，通過電弧焊焊接縫部，但是，如果板厚(壁厚)較厚，則需要大線能量，焊接熱影響區(qū)(Heat Affected Zone,以下也稱為HAZ)的粒徑粗大化，因此低溫韌性的下降成為重要的問題。與此相對應(yīng)，關(guān)于提高高強(qiáng)度厚壁干線管用鋼管的HAZ的低溫韌性的技術(shù)，有通過極端降低C量而將貝氏體作為基本組織的方法(例如專利文獻(xiàn)I 2)。此外，提出了利用晶內(nèi)相變使HAZ的組織微細(xì)化的方法(例如專利文獻(xiàn)3 5)。另外，有采用以規(guī)定了結(jié)晶方位關(guān)系的貝氏體為主體的組織，通過合金元素的均衡化控制對韌性有害的馬氏體-奧氏體復(fù)合體(Martensite-Austenite constituent,以下也稱為MA)的方法(例如專利文獻(xiàn)6)。此外，即使在提高了淬透性的厚壁鋼管中，也有采用以貝氏體為主體的組織，利用晶內(nèi)貝氏體使HAZ微細(xì)化的方法(例如專利文獻(xiàn)7)。以上的方法對于提高HAZ的低溫韌性是非常有效的。最近，對增加高強(qiáng)度干線管的壁厚及對低溫韌性的要求越來越高，要求20_以上的壁厚和_60°C以下時的HAZ韌性。但是，在以前的方法中，滿足這些要求是困難的?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)I :日本專利第3602471號公報(bào)專利文獻(xiàn)2 日本特開2000-345239號公報(bào)專利文獻(xiàn)3 日本特開平08-325635號公報(bào)專利文獻(xiàn)4 :日本特開2001-355039號公報(bào)專利文獻(xiàn)5 :日本特開2003-138340號公報(bào)專利文獻(xiàn)6 :日本特開2007-239049號公報(bào)專利文獻(xiàn)7 :日本特開2008-163456號公報(bào)
發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題為了提高干線管的輸送效率，提高鋼管的強(qiáng)度且增加壁厚是有效的，但難以確保鋼管的焊接區(qū)在低溫下的HAZ韌性。特別是在20mm以上的厚壁材中，在縫焊時需要大線能量，因HAZ的粒徑粗大化 而使確保_40°C、甚至_60°C這一極低溫下的韌性變得非常困難。本發(fā)明是鑒于上述事情而完成的，特別是提供一種即使壁厚在20mm以上、甚至在30mm以上，也能充分確保_40°C、甚至_60°C這一極低溫下的HAZ低溫韌性的高強(qiáng)度焊接鋼管及其制造方法。在本發(fā)明中，提供一種在HAZ的金屬組織中具有含有貝氏體和晶內(nèi)貝氏體的微細(xì)金屬組織的低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度焊接鋼管及其制造方法。用于解決課題的手段在本發(fā)明的高強(qiáng)度焊接鋼管中，為了降低C及Al、抑制HAZ的原Y粒徑的粗大化而添加適量的Ti和N，為了抑制在大線能量縫焊時生成的粗大的晶界鐵素體而添加適量的B，將淬透性的指標(biāo)即碳當(dāng)量Ceq及焊接性的指標(biāo)即裂紋敏感性指數(shù)Pcm控制在最適當(dāng)范圍，對具有這樣的成分組成的鋼板進(jìn)行縫焊。具體地說，本發(fā)明的要旨如下。(I) 一種高強(qiáng)度焊接鋼管，其是對成形為管狀的鋼板的對接部進(jìn)行焊接而成的鋼管，其特征在于所述鋼板的母材部以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0. 010 0. 080%、Si :0. 01 0. 50%、Mn :0. 50 2. 00%、S :0. 0001 0. 0050%、Ti :0. 003 0. 030%、Mo :0. 05 I. 00%、B :0. 0003 0. 0100%、0 :0. 0001 0. 0080%、N :0. 006 0. 0118%，剩余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)，并將以下元素限制在P :0. 050%以下、Al :0. 008%以下；在將[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]、[N]及[Ti]分別定義為 C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、B、N及Ti的以質(zhì)量％計(jì)的含量時，通過下式< I >求出的CeqSO. 30 0. 53，通過下式<2 >求出的PcmSO. 10 0. 20，所述[N]及所述[Ti]滿足下式< 3 >，所述鋼板的焊接熱影響區(qū)的原Y晶粒的平均晶體粒徑為250 y m以下,在所述原Y晶粒內(nèi)含有貝氏體和晶內(nèi)貝氏體。Ceq = [C] + [Mn]/6 + ( [Ni] + [Cu] )/15 + ( [Cr] + [Mo] + [V] ) /5式<I >Pcm = [C] + [Si]/30 + ([Mn] + [Cu] + [Cr] ) /20 + [Ni]/60 + [Mo]/15+ [V]/10 + 5[B]式< 2 >[N] — [Ti]/3. 4 < 0. 003 式< 3 >(2)根據(jù)上述(I)所述的高強(qiáng)度焊接鋼管，其中，所述母材部以質(zhì)量％計(jì)，也可以進(jìn)一步含有 Cu :0. 05 I. 5%、Ni :0. 05 5. 00%、Cr :0. 02 I. 50%、W :0. 01 0. 50%、V 0. 010 0. 100%、Nb :0. 001 0. 200%、Zr :0. 0001 0. 0500%、Ta :0. 0001 0. 0500%、Mg 0. 0001 0. 0100%,Ca :0. 0001 0. 0050%,REM :0. 0001 0. 0050%,Y :0. 0001 0. 0050%、Hf :0. 0001 0. 0050%、Re :0. 0001 0. 0050% 中的 I 種以上。(3)根據(jù)上述(I)或(2)所述的高強(qiáng)度焊接鋼管，其中，所述母材部的板厚也可以為 20 40mm n(4)根據(jù)上述(I)或(2)所述的高強(qiáng)度焊接鋼管，其中，圓周方向?yàn)槔旆较驎r的所述母材部的抗拉強(qiáng)度也可以為500 800MPa。(5)本發(fā)明的一方式涉及一種高強(qiáng)度焊接鋼管的制造方法，其中，將具有上述(I)或(2)所述的成分組成的鋼板成形為管狀；通過電弧焊將對接部進(jìn)行縫焊，從而形成縫焊部。(6)根據(jù)上述(5)所述的高強(qiáng)度焊接鋼管的制造方法，其中，所述電弧焊也可以是埋弧焊。(7)根據(jù)上述(6)所述的高強(qiáng)度焊接鋼管的制造方法，其中，所述埋弧焊的線能量也可以為3. 5 10. OkJ/mmn(8)根據(jù)上述(5)所述的高強(qiáng)度焊接鋼管的制造方法，其中，也可以進(jìn)一步對所述縫焊部進(jìn)行熱處理。(9)根據(jù)上述(8)所述的高強(qiáng)度焊接鋼管的制造方法，其中，在所述熱處理中的加熱溫度也可以為300 600°C。
發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，由于含有適量的Ti及N、B，具有提高淬透性的成分組成，縫焊后的HAZ中的原Y粒徑為250 iim以下，原、晶粒內(nèi)的組織為含有貝氏體和晶內(nèi)貝氏體的微細(xì)組織，因此，強(qiáng)度和極低溫下的HAZ韌性得以提高。因此，本發(fā)明能夠提供低溫韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度焊接鋼管及其制造方法，對產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)是非常顯著的。


圖I是表示N的添加量與原Y粒徑的關(guān)系的圖示。圖2是表示原Y粒徑與一 60°C時的夏氏吸收能的關(guān)系的圖示。圖3是表示[N] - [Ti]/3. 4與一60°C時的夏氏吸收能的關(guān)系的圖示。
具體實(shí)施例方式對于提高低溫下的HAZ韌性，特別是確保-40 V、甚至_60 V這一極低溫下的韌性，晶粒的微細(xì)化是必要的?？墒牵?0mm以上的厚壁材時，因縫焊時的線能量增大，HAZ的粒徑粗大化，從而確保_40°C、甚至_60°C這一極低溫下的韌性是非常困難的。于是，本發(fā)明人對抑制焊接時的、粒徑的粗大化，不生成粗大的晶界鐵素體，利用晶內(nèi)貝氏體而使金屬組織微細(xì)化，以提高低溫韌性的方法進(jìn)行了研究。本發(fā)明人首先就成分條件對HAZ的原Y粒徑(原奧氏體粒徑)產(chǎn)生的影響進(jìn)行了研究。首先，對以質(zhì)量％計(jì)含有0. 010 0. 080%的C、0. 01 0. 50%的Si、0. 50 2. 00%的 Mn、0. 0001 0. 0050% 的 S、0. 003 0. 030% 的 Ti、0. 05 I. 00% 的 Mo、0. 0003 0. 050%的B和0. 0001 0. 0080%的0，將P含量限制在0. 050%以下，將Al含量限制在0. 008%以下，將淬透性的指標(biāo)即碳當(dāng)量Ceq調(diào)整到0. 30 0. 53，以及將焊接性的指標(biāo)即裂紋敏感性指數(shù)Pcm調(diào)整到0. 10 0. 20%，進(jìn)而含有28 65ppm的N的鋼進(jìn)行熔煉，然后鑄造該鋼，從而制造出鋼坯。接著，從得到的鋼坯切取長度為120mm、12mm見方的試驗(yàn)片，在對該試驗(yàn)片實(shí)施了模擬縫焊部的HAZ的熱處理后，測定了試驗(yàn)片的原Y粒徑。其結(jié)果如圖I所示。圖I是表示N的添加量與原Y粒徑的關(guān)系的圖示。如圖I所示，得知如果在鋼中添加Ti和N，并將N含量調(diào)整到0. 006%以上，原Y粒徑就達(dá)到250 u m以下。
另外，在上述熱處理后制作夏氏沖擊試驗(yàn)片，進(jìn)行夏氏沖擊試驗(yàn)，測定了 -60°C時的吸收能。其結(jié)果如圖2所示。圖2是表示金屬組織中沒有粗大的晶界鐵素體時的原Y粒徑與_60°C時的夏氏吸收能的關(guān)系的圖示。如圖2所示，如果原Y粒徑在250iim以下，則-60°C時的吸收能達(dá)到50J以上。再有，在圖I及圖2中，為了簡便地進(jìn)行測定，作為原Y粒徑，使用原Y粒徑的
最大值。圖3是表示[N] — [Ti]/3. 4與-60°C時的夏氏吸收能的關(guān)系的圖示。如圖3所示，如果[N]—[打]/3.4低于0.003%(低于30 111)，則-601時的吸收能達(dá)到5(^以上。可以認(rèn)為該[N] - [Ti]/3. 4對金屬組織中是否生成粗大的晶界鐵素體產(chǎn)生影響。當(dāng)[N]-[Ti]/3. 4在0. 003%以上時，因添加過剩的N而生成BN，損害B的提高淬透性的效果。但是，在[N] - [Ti]/3. 4低于0.003%時，可確保B的提高淬透性的效果，抑制粗大的晶界鐵素體的生成，可得到主要含有貝氏體和晶內(nèi)貝氏體的微細(xì)組織。其結(jié)果是，可以認(rèn)為[N]- [Ti]/3. 4低于0. 003%的試驗(yàn)片顯示出優(yōu)良的韌性。在本發(fā)明中，通過降低C含量，將金屬組織控制在主要含有貝氏體的低溫相變組織而使韌性得以提高。另外，通過在鋼中添加適量的Ti和N，抑制了大線能量焊接時的焊接熱影響區(qū)的原Y粒徑的粗大化。此外，通過在鋼中添加B可提高淬透性，抑制粗大的晶界鐵素體的生成，同時有效利用晶內(nèi)貝氏體。根據(jù)這樣的方法，本發(fā)明提供一種使HAZ的有效晶體粒徑微細(xì)化、從而提高低溫韌性的高強(qiáng)度焊接鋼管。也就是說，在本發(fā)明中，通過降低Al量，控制氧量，同時在鋼中添加適量的Ti，使作為晶內(nèi)相變的生成核非常有效地發(fā)揮作用的微細(xì)夾雜物分散。另外，在鋼中添加適量的Ti、N和B，使作為抑制原Y粒徑的粗大化的釘扎粒子非常有效地發(fā)揮作用的微細(xì)夾雜物和作為晶內(nèi)相變的生成核非常有效地發(fā)揮作用的微細(xì)夾雜物分散，從而抑制從原Y晶界生成粗大的鐵素體。這樣，在本發(fā)明中，通過抑制原Y粒徑的粗大化和促進(jìn)晶內(nèi)相變，使有效晶體粒徑微細(xì)化。本發(fā)明人進(jìn)行了更詳細(xì)的研究，得出以下的見解，從而完成了本發(fā)明。以下，對用于制造本發(fā)明的一實(shí)施方式的鋼管的鋼板(母材部)的化學(xué)組成進(jìn)行詳細(xì)說明。再有，以下中，表示各元素的量的“％”為質(zhì)量％。此外，以下所示的基本成分及選擇元素的剩余部分包括鐵及不可避免的雜質(zhì)。C是提高鋼的強(qiáng)度的元素。為了一邊確保強(qiáng)度，一邊在HAZ的金屬組織中生成含有硬質(zhì)的貝氏體和晶內(nèi)貝氏體的微細(xì)組織，鋼中含有0.010%以上的C是必要的。此外，為了兼顧高強(qiáng)度和高韌性，C含量為0. 080%以下。為了更加提高強(qiáng)度和韌性的平衡，C含量優(yōu)選為0. 078%以下。Si是脫氧元素。為了充分進(jìn)行脫氧，鋼中含有0.01%以上的Si是必要的。另一方面，如果鋼中含有超過0. 50%的Si，則HAZ的韌性劣化，因此Si含量的上限為0. 50%。Mn是提高淬透性的元素。為了確保強(qiáng)度和韌性，鋼中含有0. 50%以上的Mn是必要的。另一方面，如果Mn含量超過2. 00%,則損害HAZ的韌性。因此，Mn含量為0. 50 2. 00%。P是雜質(zhì)。如果鋼中含有超過0.050%的P，則母材(母材部)的韌性顯著降低。因此，將P含量限制在0. 050%以下。為了提高HAZ的韌性，優(yōu)選將P含量限制在0. 020%以下。再有，P含量也可以是超0%。S是雜質(zhì)。如果鋼中含有超過0. 0050%的S，則因生成粗大的硫化物而使韌性降低。此外，如果使Ti的氧化物微細(xì)地分散在鋼板中，則MnS析出，產(chǎn)生晶內(nèi)相變，鋼板(母材部)及HAZ的韌性得以提高。為了得到該效果，使鋼中含有0.0001%以上的S是必要的。因此，S含量為0. 0001 0. 0050%。此外，為了提高HAZ的韌性，S含量的上限優(yōu)選為0. 0030%。Al是脫氧劑。但是，如果在鋼中大量添加Al，則阻礙作為晶內(nèi)相變的生成核發(fā)揮作用的Ti的氧化物的生成，使HAZ韌性降低。因此，為了生成有助于晶內(nèi)相變的Ti的氧化物，Al的上限為0.008%是必要的。此外，為了使Ti的氧化物微細(xì)地分散，Al的上限優(yōu)選為0. 005%，為了更穩(wěn)定地得到Ti的氧化物，Al的上限更優(yōu)選為0. 003%。再有，Al含量也可以是超過0%。
Ti是生成有助于鋼板(母材部)及HAZ的晶體粒徑的微細(xì)化的Ti的氮化物的元素。因此，在鋼中含有0. 003%以上的Ti是必要的。為了使HAZ的晶體粒徑更微細(xì)，Ti含量優(yōu)選為0. 005%以上。另一方面，如果在鋼中過剩地含有Ti，則產(chǎn)生粗大的夾雜物而損害韌性，因此Ti的上限為0. 030%。此外，為了使Ti的氧化物更微細(xì)地分散，Ti含量優(yōu)選為0. 028以下。Ti的氧化物如果微細(xì)地分散，則作為晶內(nèi)相變的生成核有效地發(fā)揮作用。如果添加Ti時的氧量較高，則生成粗大的Ti的氧化物，因此在煉鋼時，優(yōu)選利用Si及Mn進(jìn)行脫氧，降低鋼中的氧量。在此種情況下，Al的氧化物與Ti的氧化物相比更容易生成，因此不優(yōu)選為了脫氧而在鋼中含有過剩的Al。B是顯著提高淬透性、抑制HAZ的粗大的晶界鐵素體的生成的重要元素。為得到該效果，在鋼中含有0.0003%以上的B是必要的。此外，為了更切實(shí)地提高淬透性，B含量優(yōu)選為0.0005%以上。另一方面，如果在鋼中過剩地添加B，則產(chǎn)生粗大的BN，特別是HAZ的韌性降低，因此B含量的上限為0. 0100%。N是生成有助于鋼板(母材部)及HAZ的結(jié)晶粒徑的微細(xì)化的Ti的氮化物的元素。因此，為了使HAZ的原Y粒徑在250 iim以下，0.006%以上的N量是必要的。另一方面，如果在鋼中過剩地含有N，則因生成BN而損害B的提高淬透性的效果。其結(jié)果是，因生成粗大的晶界鐵素體、或生成粗大的BN而損害HAZ韌性。因此，N量的上限為0. 0118%。Mo是特別通過與B復(fù)合添加而顯著提高淬透性的元素。為了通過提高淬透性來提高強(qiáng)度及韌性，使鋼中含有0.05%以上的Mo。另一方面，Mo是高價的元素，因此Mo量的上限為I. 00%是必要的。0是雜質(zhì)。為了避免因生成夾雜物而導(dǎo)致的韌性降低，將0含量的上限限制在0. 0080%是必要的。為了生成有助于晶內(nèi)相變的Ti的氧化物，鑄造時殘存在鋼中的0的含量在0. 0001%以上是必要的。另外，作為提高強(qiáng)度及韌性的元素，也可以根據(jù)需要在鋼中添加Cu、Ni、Cr、W、V、Nb、Zr、Ta中的I種以上。此外，在這些元素的含量低于優(yōu)選的下限的情況下，各元素不會特別施加不良影響，可將各元素(Cu、Ni、Cr、W、V、Nb、Zr、Ta)看作為雜質(zhì)。Cu及Ni是在不損害韌性的情況下提高強(qiáng)度的有效元素。為了得到該效果，Cu量及Ni量的下限優(yōu)選為0.05%。另一方面，為了抑制鋼坯加熱時及焊接時的裂紋的發(fā)生，Cu量的上限優(yōu)選為1.50%。Ni如果在鋼中過剩含有，則損害焊接性，因此Ni量的上限優(yōu)選為5.00%。再有，為了抑制表面缺陷的發(fā)生，優(yōu)選組合地含有Cu及Ni。此外，從成本的觀點(diǎn)出發(fā)，Cu量及Ni量的上限更優(yōu)選為I. 00%。Cr、W、V、Nb、Zr、Ta是生成碳化物及氮化物，通過析出強(qiáng)化而提高鋼的強(qiáng)度的元素，也可以根據(jù)需要在鋼中含有Cr、W、V、Nb、Zr、Ta中的I種以上。為了有效地提高強(qiáng)度，優(yōu)選Cr量的下限為0. 02%、W量的下限為0. 01%、V量的下限為0. 010%、Nb量的下限為0. 001%、Zr量及Ta量的下限都為0.0001%。另一方面，如果在鋼中過剩地添加Cr及W，則有時因提高淬透性而使強(qiáng)度上升，損害韌性。因此，優(yōu)選Cr量的上限為I. 50%、W量的上限為0. 50%。此外，如果鋼中過剩地添加V、Nb、Zr、Ta，則有時碳化物及氮化物粗大化，從而損害韌性。因此，優(yōu)選V量的上限為0. 100%、Nb量的 上限為0. 200%、Zr量及Ta量的上限都為0. 0500%。另外，為了通過控制夾雜物的形態(tài)而提高韌性，也可以根據(jù)需要在鋼中添加Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re中的I種以上。此外，在這些元素的含量低于優(yōu)選的下限的情況下，各元素不會特別施加不良影響，因此可將各元素(Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re)看作為雜質(zhì)。Mg是對氧化物的微細(xì)化及硫化物的形態(tài)控制表現(xiàn)出效果的元素。特別是，微細(xì)的Mg的氧化物作為晶內(nèi)相變的生成核發(fā)揮作用，作為釘扎粒子抑制粒徑的粗大化。為了得到這些效果，優(yōu)選通過添加Mg而使鋼中含有0.0001%以上的Mg。另一方面，如果在鋼中含有超過0. 0100%的量的Mg，則有時因生成粗大的氧化物而使HAZ的韌性降低。因此，Mg量的上限優(yōu)選為0. 0100%。Ca及REM對于硫化物的形態(tài)控制是有用的，是通過生成Ca及REM的硫化物而抑制向軋制方向伸長的MnS的生成，改善鋼材的板厚方向的特性、特別是耐層狀撕裂性的元素。為了得到此效果，Ca量及REM量的下限都優(yōu)選為0.0001%。另一方面，如果Ca量及REM量超過0. 0050%,則因Ca及REM的氧化物增加而使微細(xì)的含Ti氧化物減少，有時阻礙晶內(nèi)相變的生成。因此，Ca量及REM量優(yōu)選為0. 0050%以下。Y、Hf及Re也是可表現(xiàn)出與Ca及REM同樣的效果的元素。因此，如果在鋼中過剩地添加Y、Hf及Re，則有時阻礙晶內(nèi)相變的生成。因此，Y量、Hf量和Re量各自優(yōu)選為
0.0001 0. 0050%。另外，在本實(shí)施方式中，特別是為了確保HAZ的淬透性而提高韌性，使從C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo及V的含量[質(zhì)量％]計(jì)算的下式< 4 >的碳當(dāng)量Ceq為0. 30 0. 53%。在式
<4 >的碳當(dāng)量Ceq低于0. 30%時，強(qiáng)度不足。另一方面，在碳當(dāng)量Ceq超過0. 53%時，損害韌性。此外，在需要進(jìn)一步確保強(qiáng)度和韌性的平衡的情況下，式< 4 >的碳當(dāng)量Ceq優(yōu)選為 0. 33 0. 48%oCeq = [C] + [Mn]/6 + ( [Ni] + [Cu] )/15 + ( [Cr] + [Mo] + [V] ) /5式<4 >此外，為了確保鋼板(母材部)及HAZ的低溫韌性，使從C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V及B的含量[質(zhì)量％]計(jì)算的下式< 5 >的裂紋敏感性指數(shù)Pcm為0. 10 0. 20%。在式
<5 >的裂紋敏感性指數(shù)Pcm低于0. 10%時，強(qiáng)度并不充分。另一方面，如果裂紋敏感性指數(shù)Pcm超過0. 20%，則損害韌性或焊接性。此外，在需要進(jìn)一步確保強(qiáng)度和韌性的平衡的情況下，式< 5 >的裂紋敏感性指數(shù)Pcm優(yōu)選為0. 13 0. 19%。Pcm = [C] + [Si]/30 + ([Mn] + [Cu] + [Cr] ) /20 + [Ni]/60 + [Mo]/15 +[V]/10 + 5[B]式< 5 >式中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]及[B]分別為C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V及B的含量[質(zhì)量％]。再有，Ni、Cu、Cr及V是有選擇性地含在鋼中的元素，因此在這些元素的含量低于上述優(yōu)選的下限的情況下，被看作雜質(zhì)，在上述式< I >及式< 2 >中，將[Ni]、[Cu]、[Cr]及[V]作為O進(jìn)行計(jì)算。另外，為了使原Y粒徑在250 iim以下，N含量需要在0.006%以上。此外，為了抑制晶界鐵素體的生成，Ti及N的含量需要滿足下式< 6 >。[N] — [Ti]/3. 4 < 0. 003 式< 6 >式中，[N]及[Ti]分別為N及Ti的含量[質(zhì)量％]。此外，如上所述，有必要使鋼管(高強(qiáng)度焊接鋼管)的HAZ中的原Y晶粒的平均粒徑在250iim以下。另外，在該原Y晶粒內(nèi)，含有貝氏體和晶內(nèi)貝氏體，貝氏體和晶內(nèi)貝氏體使原Y晶粒內(nèi)的組織微細(xì)化。再有，作為原Y晶粒的粒徑，希望使用對裂紋的發(fā)生特性直接施加影響的最大粒徑，但從統(tǒng)計(jì)學(xué)上的觀點(diǎn)出發(fā)使用平均粒徑。另外，為了適應(yīng)對鋼管的厚壁化的要求，該鋼管的壁厚(鋼板的板厚)也可以為 20 40mm。除此以外，，為了適應(yīng)對鋼管的高強(qiáng)度化的要求，與鋼管的圓周方向?qū)?yīng)的方向的鋼板(母材部)的抗拉強(qiáng)度也可以為500 800MPa。再有，將鋼板中的沒有受到焊接形成的熱的影響的部分定義為母材部，將鋼板中的受到了焊接形成的熱的影響的部分定義為HAZ0接著，對本發(fā)明的一實(shí)施方式的高強(qiáng)度焊接鋼管的制造方法進(jìn)行說明。首先，對鋼管制造中使用的鋼板的制造方法進(jìn)行說明。在煉鋼工序中，向鋼水中添加Si及Mn，在進(jìn)行了弱脫氧后，添加Ti，再以達(dá)到規(guī)定的組成范圍(上述成分組成)的方式調(diào)整成分，然后進(jìn)行該鋼水的鑄造，以形成鑄坯。鑄造可按常規(guī)方法進(jìn)行，但從生產(chǎn)率的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選連續(xù)鑄造。將上述鑄坯進(jìn)一步加熱，通過熱軋而形成鋼板。本實(shí)施方式所述的鋼板可在通常實(shí)施的熱軋條件下得到，因此熱軋條件沒有特別的規(guī)定。但是，從使鋼板的金屬組織的有效晶體粒徑微細(xì)化的觀點(diǎn)出發(fā)，熱軋條件優(yōu)選為以下的條件。也就是說，加熱溫度優(yōu)選為950°C以上。這是因?yàn)樵阡摰慕M織為奧氏體單相的溫度下、即在奧氏體區(qū)進(jìn)行熱軋，使鋼板的晶體粒徑微細(xì)化。加熱溫度的上限沒有規(guī)定，但從抑制鋼板的有效晶體粒徑的粗大化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選加熱溫度為1250°C以下。在將鑄坯從加熱爐送出后，也可以立即開始熱軋，熱軋的開始溫度沒有特別的規(guī)定。如上所述，熱軋的條件沒有特別的限定，但從使鋼板的有效晶體粒徑微細(xì)化的觀點(diǎn)出發(fā)，超過900°C的再結(jié)晶區(qū)域的壓下比優(yōu)選為2. 0以上。再結(jié)晶區(qū)域的壓下比是鑄坯的板厚與900°C時的板厚之比(鑄坯的板厚除以900°C時的板厚所得出的值)。此外，在900°C以下的未再結(jié)晶區(qū)域的熱軋中，從使鋼板的有效晶體粒徑微細(xì)化的觀點(diǎn)出發(fā)，壓下比優(yōu)選為2. 5以上，在使有效晶體粒徑更加微細(xì)的情況下，壓下比優(yōu)選為3. 0以上。再有，未再結(jié)晶區(qū)域軋制+的壓下比是900°C時的板厚除以熱軋結(jié)束后的板厚所得出的比值。此外，未再結(jié)晶區(qū)域及再結(jié)晶區(qū)域的壓下比的上限沒有特別的規(guī)定。再有，如果考慮到熱軋前的鑄坯的板厚和熱軋后的鋼板的板厚，未再結(jié)晶區(qū)域及再結(jié)晶區(qū)域的壓下比也可以在12. 0以下。關(guān)于熱軋的結(jié)束溫度，也沒有特別的規(guī)定，但從使鋼板的有效晶體粒徑微細(xì)化，從而提高強(qiáng)度的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選通過水冷進(jìn)行加速冷卻。水冷停止溫度的下限也沒有特別的規(guī)定。例如，也可以將熱軋后的鋼板水冷到室溫。但是，如果考慮到提高生產(chǎn)率及抑制氫致缺陷，水冷停止溫度優(yōu)選為150°C以上。接著，在鋼管的制造中，在將用上述方法得到的鋼板成形為管狀后，通過電弧焊將對接部(對置的鋼板的兩端部)進(jìn)行縫焊，從而制造出焊接鋼管。在此種情況下，為了將鋼板成形為管狀，優(yōu)選采用進(jìn)行C型沖壓、U型沖壓及0型沖壓的UOE工序。關(guān)于電弧焊，從焊縫金屬的韌性和生產(chǎn)率的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選采用埋弧焊。特別是，在制造壁厚為20 40mm的焊接鋼管時，從鋼管(鋼板)的內(nèi)外表面的埋弧焊的線能量優(yōu)選為3. 5 10. OkJ/mm。如果是該范圍的線能量，就能夠采用具有上述成分組成的鋼板，將HAZ中的原Y粒徑控制在250 iim以下，且能夠在HAZ中產(chǎn)生晶內(nèi)貝氏體，從而可得到具有優(yōu)良的低溫韌性的焊接鋼管。在內(nèi)外表面逐道次地進(jìn)行埋弧焊的情況下，從內(nèi)表面焊接時的線能量和從外表面焊接時的線能量不必相同，也可以在這些線能量之間多少具有線能量差。在縫焊后，為了提高鋼管的真圓度，也可以進(jìn)行擴(kuò)管。在通過擴(kuò)管提高鋼管的真圓度時，由于需要使鋼管變形到塑性區(qū)，因此擴(kuò)管率優(yōu)選為0. 7%以上。擴(kuò)管率是擴(kuò)管后的鋼管的外周長與擴(kuò)管前的鋼管的外周長之差除以擴(kuò)管前的鋼管的外周長所得到的值的百分 t匕。如果擴(kuò)管率超過2.0%，則有時因塑性變形使母材(母材部)或焊接區(qū)的韌性降低。因此，擴(kuò)管率優(yōu)選為0. 7 2. 0%。此外，在因電弧焊而生成粗大的MA的情況下，優(yōu)選對縫焊部(鋼管的焊接區(qū)及HAZ實(shí)施熱處理。特別是，如果將縫焊部加熱至300 600°C的溫度，則沿著原奧氏體晶界生成的粗大的MA分解為貝氏體和微細(xì)的滲碳體，從而韌性得以提高。在加熱溫度低于300°C時，粗大的MA的分解不充分，有時韌性不能充分提高。因此，縫焊部的熱處理時的加熱溫度優(yōu)選為300°C以上。另一方面，如果將縫焊部加熱到超過600°C，則有時因產(chǎn)生析出物而使焊縫金屬的韌性劣化。因此，縫焊部的熱處理時的加熱溫度優(yōu)選為600°C以下。此外，從提高生產(chǎn)率的觀點(diǎn)出發(fā)，該加熱溫度更優(yōu)選為500°C以下。如果MA分解為貝氏體和滲碳體，則能夠通過SEM觀察到形狀與內(nèi)部具有微細(xì)的白色析出物的MA同樣的組織，因此能夠?qū)⒎纸夂蟮腗A (貝氏體和滲碳體)與分解前的MA區(qū)別開來。在縫焊部的熱處理中，可以采用燃燒器至少加熱縫焊部的外表面，也可以對外表面進(jìn)行高頻加熱。此外，在外表面達(dá)到熱處理溫度后，也可以立即對縫焊部進(jìn)行冷卻。但是，為了促進(jìn)MA的分解，優(yōu)選將縫焊部在規(guī)定的溫度區(qū)(例如300 600°C )保持I 600s。如果考慮到設(shè)備的成本及生產(chǎn)率，保持時間更優(yōu)選為300s以下。實(shí)施例通過弱脫氧，將添加Ti時的氧濃度調(diào)整到0. 001 0. 003%的范圍內(nèi)，在通過煉鋼工序熔煉了具有表I所示的成分組成的鋼后，進(jìn)行連續(xù)鑄造，制成具有240mm厚的鋼坯。將這些鋼坯再加熱到950°C以上，在軋制到表2所示的厚度后，以多種溫度開始、停止水冷，從而制造出鋼板。接著，在通過UO工序?qū)⒏麂摪宄尚螢楣軤詈?，?. 5 10. OkJ/mm的焊接線能量，從鋼板的正背面采用逐道次的埋弧焊進(jìn)行縫焊，從而制造出鋼管。再有，作為焊接中使用的焊絲，考慮到鋼板造成的成分稀釋，使用以下成分的焊絲。也就是說，該焊絲作為基本成分，以質(zhì)量％計(jì)含有0. 010 0. 120的C、0. 05 0. 50%的Si、I. 0 2. 5%的Mn、2. 0 8. 5%的Ni、0. 100%以下的Al、超0%且在0. 10%以下的Ti。此外，根據(jù)鋼板的成分強(qiáng)度，在鋼中以Cr、Mo和V的合計(jì)含量(Cr+Mo+V)達(dá)到I. 0 5. 0%的范圍的方式含有Cr、Mo、V中的I種以上。這樣，焊絲具有上述基本成分及選擇性元素的剩余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)的成分組成。此外，對一部分鋼管，在表2所示的溫度下實(shí)施了熱處理(在以0. 50C /sec的速度升溫到規(guī)定溫度后，立即進(jìn)行急速冷卻)。從鋼管的焊接區(qū)采集小片，在研磨及腐蝕后，利用光學(xué)顯微鏡(以100倍、200倍、500倍測定各鋼種的3個視場)判斷HAZ中的晶界鐵素體的有無及晶內(nèi)相變組織的有無，并測定了平均原Y粒徑(原Y粒徑)。這里，在晶內(nèi)相變組織的有無的判斷中，使用晶內(nèi)貝氏體的有無，判斷該晶內(nèi)貝氏體的有無。再有，將夾雜物成為起點(diǎn)的生成為花瓣?duì)畹呢愂象w定義為晶內(nèi)貝氏體。此外，將該晶內(nèi)貝氏體以外的貝氏體定義為貝氏體。另外，關(guān)于HAZ的夏氏吸收能，按照J(rèn)IS Z2242，采用V型缺口試驗(yàn)片，在-60°C下進(jìn)行測定。關(guān)于該V型缺口試、驗(yàn)片，將V型缺口設(shè)在母材側(cè)距焊接線Imm的位置上。此外，采用API標(biāo)準(zhǔn)的試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。另外，測定了鋼管表面的維氏硬度。結(jié)果如表2所示。
權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度焊接鋼管，其是對成形為管狀的鋼板的對接部進(jìn)行焊接而成的鋼管，其特征在于所述鋼板的母材部以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0. 010 0. 080%、Si :0. 01 0. 50%、Mn :0. 50 2. 00%、S :0. 0001 0. 0050%、Ti :0. 003 0. 030%、Mo :0. 05 I. 00%、B :0. 0003 0. 0100%、O :0. 0001 0. 0080%、N :0. 006 0. 0118%， 剩余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)； 并將以下元素限制在 P :0. 050% 以下、Al :0. 008% 以下； 在將[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]、[N]及[Ti]分別定義為 C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、B、N及Ti的以質(zhì)量％計(jì)的含量時，通過下式< 7 >求出的Ceq為0. 30 0. 53，通過下式<8 >求出的PcmSO. 10 0. 20，所述[N]及所述[Ti]滿足下式< 9 >，所述鋼板的焊接熱影響區(qū)的原Y晶粒的平均晶體粒徑為250 以下，在所述原Y晶粒內(nèi)含有貝氏體和晶內(nèi)貝氏體；Ceq = [C] + [Mn]/6 + ( [Ni] + [Cu] )/15 + ( [Cr] + [Mo] + [V] ) /5式< 7 >Pcm = [C] + [Si]/30 + ([Mn] + [Cu] + [Cr] ) /20 + [Ni]/60 + [Mo]/15+ [V]/10 + 5[B]式<8> [N] - [Ti]/3. 4 < 0. 003 式<9>。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的高強(qiáng)度焊接鋼管，其特征在于 所述母材部以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有以下元素中的I種以上，Cu :0. 05 I. 5%、Ni :0. 05 5. 00%、Cr :0. 02 I. 50%、W :0. 01 0. 50%、V:0. 010 0. 100%、Nb :0. 001 0. 200%、Zr :0. 0001 0. 0500%、Ta :0. 0001 0. 0500%、Mg :0. 0001 0. 0100%、Ca :0. 0001 0. 0050%、REM :0.0001 0. 0050%、Y:0. 0001 0. 0050%、Hf 0. 0001 0. 0050%、Re 0. 0001 0. 0050%。
3.根據(jù)權(quán)利要求I或2所述的高強(qiáng)度焊接鋼管，其特征在于所述母材部的板厚為20 40mm。
4.根據(jù)權(quán)利要求I或2所述的高強(qiáng)度焊接鋼管，其特征在于圓周方向?yàn)槔旆较驎r的所述母材部的抗拉強(qiáng)度為500 800MPa。
5.一種高強(qiáng)度焊接鋼管的制造方法，其特征在于 將具有權(quán)利要求I或2所述的成分組成的鋼板成形為管狀； 通過電弧焊將對接部進(jìn)行縫焊，從而形成縫焊部。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度焊接鋼管的制造方法，其特征在于所述電弧焊是埋弧焊。
7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的高強(qiáng)度焊接鋼管的制造方法，其特征在于所述埋弧焊的線能量為 3. 5 10. OkJ/mm。
8.根據(jù)權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度焊接鋼管的制造方法，其特征在于進(jìn)而對所述縫焊部進(jìn)行熱處理。
9.根據(jù)權(quán)利要求8所述的高強(qiáng)度焊接鋼管的制造方法，其特征在于在所述熱處理中，加熱溫度為300 600°C。
全文摘要
本發(fā)明提供一種高強(qiáng)度焊接鋼管，其中，對成形為管狀的鋼板的對接部進(jìn)行焊接，所述鋼板的母材部以質(zhì)量%計(jì)，含有C0.010～0.080%、Si0.01～0.50%、Mn0.50～2.00%、S0.0001～0.0050%、Ti0.003～0.030%、Mo0.05～1.00%、B0.0003～0.0100%、O0.0001～0.0080%、N0.006～0.0118%，剩余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)，將以下元素限制在P0.050%以下、Al0.008%以下，Ceq為0.30～0.53，Pcm為0.10～0.20，[N]－[Ti]/3.4低于0.003，所述鋼板的焊接熱影響區(qū)的原γ晶粒的平均晶體粒徑為250μm以下，在所述原γ晶粒內(nèi)含有貝氏體和晶內(nèi)貝氏體。
文檔編號B21C37/08GK102741443SQ201180008078
公開日2012年10月17日 申請日期2011年2月4日 優(yōu)先權(quán)日2010年2月4日
發(fā)明者原卓也, 坂本真也, 寺田好男, 朝日均, 藤城泰志 申請人:新日本制鐵株式會社