專利名稱：包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板或鋼管及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及包申格效應(yīng)(Baushinger effect)的體現(xiàn)小的鋼板或鋼管及其制造方法，特別地涉及擴(kuò)管5％以上時的周向壓縮強(qiáng)度的降低小、即包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的油井用鋼管、管線用管等所使用的鋼管及其制造方法。
背景技術(shù)：
當(dāng)對鋼管通過擴(kuò)管在周向引入拉伸塑性應(yīng)變時，相對于由外壓產(chǎn)生的在周向上的壓縮應(yīng)力的屈服強(qiáng)度(以下稱為壓縮屈服強(qiáng)度)降低，鋼管在外壓下破壞的壓力(以下稱為抗壓壓力)降低。這作為包申格效應(yīng)正如人們熟知的那樣，是在塑性變形后、在與施加了塑性應(yīng)變的方向相反的方向施加應(yīng)力時，在比本來的屈服強(qiáng)度低的應(yīng)力下發(fā)生變形的現(xiàn)象。
對于作為管線用管使用的UOE鋼管，在最終工序中為了提高圓度而進(jìn)行擴(kuò)管，從而在周向引入拉伸塑性應(yīng)變，因此存在抗壓壓力降低的問題。另外，在將鋼板進(jìn)行冷加工后使用的場合也有時存在包申格效應(yīng)的問題，例如在施加了拉伸加工應(yīng)變時，導(dǎo)致壓縮屈服應(yīng)力降低等等。
例如，通過熱處理，使由于起因于在UOE鋼管的制造工序中所引入的冷加工應(yīng)變的包申格效應(yīng)而降低的壓縮屈服強(qiáng)度回復(fù)的方法，在特開平9-3545號公報、特開平9-49025號公報中被公開。特開平9-3545號公報公開了將鋼板采用U型壓力機(jī)和O型壓力機(jī)加工成為管狀并進(jìn)行焊接之后，進(jìn)行擴(kuò)管，加熱至小于700℃的方法，而特開平9-49025號公報公開了進(jìn)一步進(jìn)行溫?zé)峒庸さ乃苄约庸?，來?shí)施擴(kuò)管的方法。
另外，特開2004-35925號公報公開了一種即使使加熱溫度降低為550℃以下、甚至降低為250℃以下，也能夠使因包申格效應(yīng)而降低的壓縮屈服強(qiáng)度回復(fù)的鋼管的制造方法。此外，起因于在造管時引入的應(yīng)變的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管及其制造方法在特開平9-49050號公報、特開平10-176239號公報、特開2002-212680號公報中被公開。
可是，這些發(fā)明所公開的在造管時引入的應(yīng)變，為約1-3％的范圍，或最高為4％以下，對于引入5％以上的應(yīng)變的鋼板和鋼管的包申格效應(yīng)尚不清楚。
在這樣的狀況下，近年來例如開發(fā)了在油井內(nèi)、氣井內(nèi)擴(kuò)管10-30％來使用的技術(shù)(Expandable Tubular)等等，但引入高應(yīng)變的鋼板和鋼管的包申格效應(yīng)成為問題。Expandable Tubular是通過在油井·氣井內(nèi)對以往插入到井內(nèi)原樣地直接使用的油井用鋼管進(jìn)行擴(kuò)管，來削減挖削費(fèi)用的技術(shù)。
可適用于該Expandable Tubular的鋼管，例如公開于特開2002-266055號公報、特開2002-129283號公報、特開2002-349177號公報中。可是，這些鋼管是擴(kuò)管加工性、擴(kuò)管后的抗壓強(qiáng)度或耐蝕性優(yōu)異的鋼管，對于設(shè)想在油井內(nèi)進(jìn)行擴(kuò)管時由應(yīng)變引入引起的包申格效應(yīng)所導(dǎo)致的抗壓強(qiáng)度的降低，絲毫沒有公開。
即，為了抑制經(jīng)冷加工引入5％以上的應(yīng)變的鋼板、或在油井內(nèi)對油井管進(jìn)行擴(kuò)管時引入10-30％的應(yīng)變的鋼管的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)而與最佳的鋼的顯微組織相關(guān)的知識見解均沒有。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明提供引入5％以上的拉伸應(yīng)變、并且壓縮方向的屈服強(qiáng)度的降低少的鋼板和鋼管，特別地提供在油井內(nèi)或氣井內(nèi)擴(kuò)管10％以上后適合于受到外壓的用途的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管，進(jìn)而提供這些鋼板和鋼管的制造方法。
本發(fā)明者們對于金屬組織、化學(xué)成分對包申格效應(yīng)的體現(xiàn)的影響進(jìn)行了詳細(xì)研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)在引入了5％以上的應(yīng)變時，為了減小包申格效應(yīng)的體現(xiàn)，最好是使鋼的組織為實(shí)質(zhì)上包含鐵素體組織和微細(xì)馬氏體的鋼組織，并且為在鐵素體組織中分散了微細(xì)的馬氏體的狀態(tài)的組織。
本發(fā)明是基于上述發(fā)現(xiàn)和見解而完成的，其要旨如下。
(1)一種包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，具有在鐵素體組織中分散地存在微細(xì)馬氏體、并且實(shí)質(zhì)上包括鐵素體組織和微細(xì)馬氏體的二相組織。
(2)根據(jù)(1)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，微細(xì)馬氏體的晶粒的長徑為10μm以下，該微細(xì)馬氏體的面積率為10-30％。
(3)根據(jù)(1)或(2)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，在付與變形前后的壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線中的比例極限之比為0.7以上。
(4)根據(jù)(1)至(3)的任1項所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，用質(zhì)量％表示，含有C0.03-0.30％、Si0.01-0.8％、Mn0.3-2.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.001-0.1％、N0.01％以下，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成。
(5)根據(jù)(4)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，用質(zhì)量％表示，進(jìn)一步含有Nb0.1％以下、V0.3％以下、Mo0.5％以下、Ti0.1％以下、Cr1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下、B0.003％以下、Ca0.004％以下中的1種或2種以上。
(6)根據(jù)(4)或(5)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，用質(zhì)量％表示，含有C0.03-0.10％，在-20℃下的寬度方向的V型缺口夏比沖擊值為40J以上，在付與變形前后的壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線中的比例極限之比為0.7以上。
(7)一種包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管，其特征在于，母材具有在鐵素體組織中分散地存在微細(xì)馬氏體、并且實(shí)質(zhì)上包括鐵素體組織和微細(xì)馬氏體的二相組織。
(8)根據(jù)(7)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，微細(xì)馬氏體的晶粒的長徑為10μm以下，該微細(xì)馬氏體的面積率為10-30％。
(9)根據(jù)(7)或(8)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管，其特征在于，在鋼管擴(kuò)管前后的周向壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線中的比例極限之比為0.7以上。
(10)根據(jù)(7)至(9)的任1項所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管，其特征在于，用質(zhì)量％表示，含有C0.03-0.30％、Si0.01-0.8％、Mn0.3-2.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.001-0.1％、N0.01％以下，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成。
(11)根據(jù)(10)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管，其特征在于，用質(zhì)量％表示，進(jìn)一步含有Nb0.1％以下、V0.3％以下、Mo0.5％以下、Ti0.1％以下、Cr1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下、B0.003％以下、Ca0.004％以下中的1種或2種以上。
(12)根據(jù)(10)或(11)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管，其特征在于，用質(zhì)量％表示，含有C0.03-0.10％，在-20℃下的周向的V型缺口夏比沖擊值為40J以上，在付與變形前后的壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線中的比例極限之比為0.7以上。
(13)一種(5)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板的制造方法，其特征在于，將用質(zhì)量％表示，含有C0.03-0.30％、Si0.01-0.8％、Mn0.3-2.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.001-0.1％、N0.01％以下，還選擇性地含有Nb0.1％以下、V0.3％以下、Mo0.5％以下、Ti0.1％以下、Cr1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下、B0.003％以下、Ca0.004％以下中的1種或2種以上，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成的鋼板加熱至760-830℃，然后進(jìn)行淬火。
(14)一種(11)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管的制造方法，其特征在于，將用質(zhì)量％表示，母材的成分含有C0.03-0.30％、Si0.01-0.8％、Mn0.3-2.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.001-0.1％、N0.01％以下，還選擇性地含有Nb0.1％以下、V0.3％以下、Mo0.5％以下、Ti0.1％以下、Cr1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下、B0.003％以下、Ca0.004％以下中的1種或2種以上，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成的鋼管加熱至760-830℃，然后進(jìn)行淬火。
(15)一種(11)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管的制造方法，其特征在于，將用質(zhì)量％表示，含有C0.03-0.30％、Si0.01-0.8％、Mn0.3-2.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.001-0.1％、N0.01％以下，還選擇性地含有Nb0.1％以下、V0.3％以下、Mo0.5％以下、Ti0.1％以下、Cr1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下、B0.003％以下、Ca0.004％以下中的1種或2種以上，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成的板坯制成熱軋鋼板，通過輥軋成形將該熱軋鋼板成形為筒狀之后，進(jìn)行縫焊，制成電焊鋼管，接著加熱至760-830℃后，進(jìn)行水冷。
(16)根據(jù)(15)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管的制造方法，其特征在于，縫焊后，實(shí)施將縫焊區(qū)加熱至Ac3點(diǎn)以上的焊縫熱處理，然后加熱至760-830℃后，進(jìn)行水冷。
(17)根據(jù)(15)或(16)所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管的制造方法，其特征在于，熱軋鋼板具有鐵素體·珠光體組織或鐵素體·貝氏體組織。


圖1是表示本發(fā)明(例1)的鋼板(鋼管)的應(yīng)力·應(yīng)變曲線的圖。
圖2是表示以往(例2)的熱軋態(tài)鋼板(鋼管)的應(yīng)力·應(yīng)變曲線的圖。
圖3是表示以往(例3)的Cr-Mo鋼的鋼板(鋼管)的應(yīng)力·應(yīng)變曲線的圖。
圖4的(a)是本發(fā)明(例1)的鋼板(鋼管)的光學(xué)組織照片，(b)是本發(fā)明(例1)的鋼板(鋼管)的掃描電鏡照片。
圖5是以往(例2)的熱軋態(tài)鋼板(鋼管)的光學(xué)組織照片·圖6是以往(例3)的Cr-Mo鋼(回火馬氏體組織)的鋼板(鋼管)的光學(xué)組織照片。
實(shí)施發(fā)明的最佳方案本發(fā)明者們對于鋼板和鋼管的制造方法、金屬組織、化學(xué)成分對包申格效應(yīng)的體現(xiàn)的影響進(jìn)行了詳細(xì)研究。主要的研究是通過使用從保持原態(tài)的坯材制備的壓縮試驗片、和從坯材制備拉伸試驗片后付與8％的拉伸應(yīng)變再進(jìn)行機(jī)加工而制得的壓縮試驗片，進(jìn)行壓縮試驗，對兩者的應(yīng)力應(yīng)變曲線、比例極限、0.1％殘余應(yīng)變的屈服強(qiáng)度、0.2％殘余應(yīng)變的屈服強(qiáng)度進(jìn)行比較來進(jìn)行。
特別地將坯材本身的比例極限(PL-b)和拉伸變形后的比例極限(PL-a)之比(PL-a)/(PL-b)稱為包申格效應(yīng)比。該值高表示包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小。此外，在本發(fā)明中，比例極限(PL-b)和(PL-a)將0.05％殘余應(yīng)變的屈服強(qiáng)度作為名義比例極限而對其進(jìn)行使用。
金屬組織的觀察使用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡進(jìn)行。用于金屬組織觀察的材料，在為鋼板的場合，將與軋制方向垂直的方向的截面作為觀察面，在為鋼管的場合，將周向的截面作為觀察面，從鋼板或鋼管的壁厚度的中央部采樣，將試樣的觀察面進(jìn)行鏡面拋光之后，進(jìn)行硝酸乙醇腐蝕液腐蝕。
用表2所示的方法制造表1所示的低合金鋼，分別作為例1-例3。由各個低合金鋼制作了壓縮試驗片(直徑8mm，高度18mm)和拉伸試驗片(直徑10mm，平行部分長度30mm的圓棒)。
表1

表2

在拉伸試驗片的平行部分安裝伸長計，利用拉伸試驗機(jī)施加8％應(yīng)變之后，將平行部分的直徑機(jī)加工成為8mm，制作了壓縮試驗片。使用引入了拉伸應(yīng)變的壓縮試驗片和加工態(tài)的壓縮試驗片進(jìn)行壓縮試驗，測定壓縮的應(yīng)力·應(yīng)變曲線，測定了名義比例極限(0.05％殘余應(yīng)變的屈服強(qiáng)度)。在壓縮試驗中應(yīng)變的測定，在圓柱側(cè)面的每隔120度處粘貼應(yīng)變片來進(jìn)行，使用了其平均值。
圖1-3示出了例1-例3的各自的應(yīng)力·應(yīng)變曲線的例子。在例1中，如圖1所示，在拉伸變形的前后，應(yīng)力·應(yīng)變曲線的形狀直到450MPa附近為止沒有任何變化。在例2、例3中，如圖2、圖3所示，拉伸變形后的壓縮應(yīng)力·應(yīng)變曲線，比例極限大幅度降低，例3特別顯著。
圖4-6示出例1-3的各自的組織照片。例1的金屬組織如圖4(a)光學(xué)顯微鏡照片、圖4(b)掃描電鏡照片所示，在鐵素體組織中分散有幾個μm的微細(xì)馬氏體的二相組織。在圖4(b)所示的例1的放大為2000倍的掃描電鏡照片中未能觀察到微細(xì)的碳化物，由此明確知道例1的金屬組織不包含珠光體、滲碳體、貝氏體、及馬氏體與奧氏體的混合物等，為實(shí)質(zhì)上只由鐵素體組織和微細(xì)馬氏體這兩相組成的二相組織。另一方面，例2的金屬組織如圖5所示，為鐵素體·珠光體組織。例3如圖5所示，為回火馬氏體組織。
如圖2所示，具有實(shí)質(zhì)上由鐵素體組織和微細(xì)馬氏體組成的二相組織的鐵素體+馬氏體二相鋼(發(fā)明例A)的包申格效應(yīng)比高，其次是作為鐵素體和珠光體二相組織的鐵素體·珠光體鋼(比較例A)，回火馬氏體(比較例B)的包申格效應(yīng)比最低。這樣，具有二相組織的鋼其包申格效應(yīng)比大，特別是在第二相為馬氏體的情況下，包申格效應(yīng)比最大。即具有鐵素體+馬氏體的二相組織的鋼的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)最小。
再有，當(dāng)在具有鐵素體+馬氏體的二相組織的鋼中少量形成粗大的馬氏體相時，不僅難以抑制包申格效應(yīng)的體現(xiàn)，而且低溫韌性也降低，因此馬氏體必須在鐵素體組織中微細(xì)地分散形成。由此，可認(rèn)為分散在鐵素體組織中的微細(xì)馬氏體拘束了鐵素體晶粒的變形，從而抑制包申格效應(yīng)的體現(xiàn)。
以下詳細(xì)說明本發(fā)明。在本發(fā)明中，為了使包申格效應(yīng)的體現(xiàn)最小，需要使鋼的組織為在鐵素體組織中分散地存在微細(xì)馬氏體、并且實(shí)質(zhì)上由鐵素體組織和微細(xì)馬氏體組成的二相組織。在此，所謂在鐵素體組織中分散地存在微細(xì)馬氏體，如圖4(a)中例示的光學(xué)顯微鏡組織照片和圖4(b)中例示的掃描電鏡組織照片那樣，意指鐵素體組織中的微細(xì)馬氏體不偏析存在，優(yōu)選馬氏體彼此之間的間隔大致均勻。
再有，在本發(fā)明中，具有實(shí)質(zhì)上由鐵素體組織和微細(xì)馬氏體組成的二相組織意指在掃描電鏡下觀察放大至2000倍的組織，在5個視場左右的組織照片中不能觀察到包含碳化物在內(nèi)的組織這一情況，在用透射電鏡觀察的情況下也有時能觀察到碳化物。另外，在本發(fā)明中，所謂在鐵素體組織中分散有微細(xì)馬氏體的狀態(tài)，定義為在光學(xué)顯微鏡下觀察放大至500倍的組織，在拍攝的5個視場左右的組織照片中，與圖4(a)所示的組織照片一樣地，馬氏體不偏析存在。
其次，當(dāng)存在長徑超過10μm的馬氏體晶粒時，抑制包申格效應(yīng)的體現(xiàn)的效果和韌性稍微降低。因此，優(yōu)選微細(xì)馬氏體晶粒的長徑為10μm以下。另一方面，抑制包申格效應(yīng)的體現(xiàn)的效果，在微細(xì)馬氏體晶粒的長徑為1μm以上的情況下特別顯著。在此，所謂馬氏體晶粒的長徑是指晶粒的鄰接或相對的頂部的距離之中最大的距離，能從圖4(b)中例示的掃描電鏡組織照片求出。
另外，微細(xì)馬氏體的面積率小于10％時，強(qiáng)度稍微降低，當(dāng)其面積率超過30％時，抑制包申格效應(yīng)的體現(xiàn)的效果和韌性稍微降低，因此優(yōu)選為10-30％。
此外，鐵素體組織的晶粒粒徑優(yōu)選為10-20μm。這時因為，要使鐵素體組織的晶粒粒徑小于10μm，就必須在低溫下進(jìn)行熱軋等等，有時損害制造性，而當(dāng)鐵素體組織的晶粒粒徑超過20μm時，往往損害韌性。鐵素體組織的晶粒粒徑，能夠依據(jù)JIS G 0552標(biāo)準(zhǔn)采用切斷法來求出。
本發(fā)明對于包申格效應(yīng)的效果在鋼板、鋼管的形式下沒有變化。另外，在型鋼等其他形狀下也仍然發(fā)揮與本發(fā)明同樣的效果。
本發(fā)明為了得到作為目的的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板或鋼管，將化學(xué)成分組成特別優(yōu)選為以下說明的范圍。
C是提高淬透性、提高鋼強(qiáng)度所必需的元素，為了得到作為目標(biāo)的強(qiáng)度和鐵素體·馬氏體組織而必需的下限為0.03％。可是，當(dāng)C量過多時，在本發(fā)明中的工藝下，強(qiáng)度變得過高，而且低溫韌性招致顯著的劣化，因此其上限規(guī)定為0.30％。特別是在需要高的低溫韌性的場合，優(yōu)選C量的上限為0.10％。
Si是為脫氧、提高強(qiáng)度而添加的元素，但較多地添加時，會使低溫韌性顯著劣化，因此其上限規(guī)定為0.8％。鋼的脫氧無論采用Al還是采用Ti都能夠充分進(jìn)行，Si未必需要添加。因此下限不需要規(guī)定，但通常作為雜質(zhì)含有0.01％以上，因此下限規(guī)定為0.01％。
Mn是在提高淬透性、確保高強(qiáng)度方面不可缺少的元素。其下限為0.3％?？墒牵?dāng)Mn過多時，會助長偏析，微細(xì)馬氏體變成層狀地分散，妨礙均勻分散，因此上限規(guī)定為2.5％。
Al是通常作為脫氧材料而含于鋼中的元素，對組織的細(xì)化也有效果。可是，當(dāng)Al量超過0.1％時，Al系非金屬夾雜物增加，損害鋼的潔凈度，因此上限規(guī)定為0.1％?？墒?，脫氧采用Ti或Si都能進(jìn)行，Al未必需要添加。因此，下限不需要限定，但通常作為雜質(zhì)含有0.001％以上，因此規(guī)定為0.001％以上。
N形成TiN，抑制板坯再加熱時奧氏體晶粒的粗化，使母材的低溫韌性提高。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.001％以上的N?？墒?，當(dāng)N量過多時，TiN發(fā)生粗化，產(chǎn)生表面缺陷、韌性劣化等弊端，因此其上限必須抑制在0.01％。
此外，在本發(fā)明中，作為雜質(zhì)元素的P、S量分別規(guī)定為0.03％以下、0.01％以下。其主要原因是為了更加提高母材的低溫韌性，改善焊接區(qū)的韌性。P量的降低在減輕連鑄坯的中心偏析的同時，還防止晶界破壞，使低溫韌性提高。另外，S量的降低使在熱軋中發(fā)生延伸的MnS減少，具有提高塑韌性的效果。P、S兩者都越少越好，但需要從特性和成本的平衡方面來確定。
接著，說明添加作為選擇元素的Nb、Ti、Ni、Mo、Cr、Cu、V、B、Ca的目的。添加這些元素的主要目的是為了在不損害本發(fā)明鋼的優(yōu)異特性的前提下謀求強(qiáng)度·韌性進(jìn)一步提高、可制造的鋼材尺寸(厚度)擴(kuò)大，因此下限不特別規(guī)定，但為上限值的十分之一左右的添加量時添加效果變得顯著。
Nb不僅在軋制時抑制奧氏體再結(jié)晶、使組織細(xì)化，而且也有助于淬透性增大，使鋼強(qiáng)韌化。此外，有助于通過時效使包申格效應(yīng)回復(fù)。Nb添加量，為了得到該效果優(yōu)選添加0.01％以上，當(dāng)多于0.1％時，會給低溫韌性造成壞影響，因此其上限優(yōu)選為0.1％。
Ti的添加會形成微細(xì)的TiN，抑制板坯再加熱時奧氏體晶粒的粗化，使顯微組織細(xì)化，改善低溫韌性。另外，在Al量低為例如0.005％以下的情況下，Ti形成氧化物也具有脫氧效果。為了得到這些效果優(yōu)選添加0.01％以上，但當(dāng)Ti量過多時，會發(fā)生TiN的粗化、由TiC導(dǎo)致的析出硬化，使低溫韌性劣化，因此優(yōu)選其上限為0.1％。
添加Ni的目的是抑制低溫韌性的劣化。Ni的添加與添加Mn、Cr、Mo比較，在軋制組織中、特別是連鑄鋼坯的中心偏析帶中形成對低溫韌性有害的硬化組織的情況少。為了得到這些效果優(yōu)選添加0.1％以上，但當(dāng)添加量過多時，熱處理前的鋼組織變?yōu)轳R氏體·貝氏體系，因此優(yōu)選其上限為1.0％。
Mo為了提高鋼的淬透性、得到高強(qiáng)度而添加。此外，也有促進(jìn)由在100℃左右下的低溫時效帶來的包申格效應(yīng)的回復(fù)的作用。為了得到這些效果優(yōu)選添加0.05％以上，但添加過剩的Mo時，熱處理前的鋼組織變?yōu)轳R氏體·貝氏體系，因此優(yōu)選其上限為0.5％。
添加Cu的目的是抑制低溫韌性的劣化。Cu的添加與添加Mn、Cr、Mo比較，在軋制組織中、特別是連鑄鋼坯的中心偏析帶中形成對低溫韌性有害的硬化組織的情況少。為了得到這些效果優(yōu)選添加0.1％以上，但當(dāng)添加量過多時，熱處理前的鋼組織變?yōu)轳R氏體·貝氏體系，因此優(yōu)選其上限為1.0％。
Cr使母材、焊接區(qū)的強(qiáng)度增加，但為了得到該效果優(yōu)選添加0.1％以上，但Cr量過多時，熱處理前的鋼組織變?yōu)轳R氏體·貝氏體系，因此優(yōu)選上限為1.0％。
V具有與Nb大致一樣的效果。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.01％以上，但當(dāng)添加量過多時，會使低溫韌性劣化，因此優(yōu)選上限為0.3％。
B具有提高淬透性的效果。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.0003％以上，但當(dāng)添加量過多時，不僅淬透性效果反倒降低，而且易發(fā)生低溫韌性降低、板坯上發(fā)生裂紋等，因此優(yōu)選上限為0.003％。
Ca具有防止氧化物粗化、提高擴(kuò)管特性的效果。為了得到該效果，優(yōu)選添加0.0004％以上，通過添加0.001％以上，體現(xiàn)出顯著的效果。另一方面，當(dāng)Ca的添加量過多時，會生成粗大的Ca氧化物，擴(kuò)管特性往往降低，因此優(yōu)選上限為0.004％以下。
接著，說明本發(fā)明的具有鐵素體+馬氏體雙相組織的鋼的制造方法。本發(fā)明的鐵素體+馬氏體雙相鋼，能夠通過將鋼加熱至奧氏體、鐵素體兩相區(qū)，然后進(jìn)行淬火而得到。當(dāng)加熱溫度過低時，不能形成馬氏體，當(dāng)加熱溫度過高時，向奧氏體的相變率過大，奧氏體中的C量變低，因此在淬火時不能相變成為馬氏體。因此，加熱溫度以760-830℃為最佳。再有，加熱至兩相區(qū)后的淬火優(yōu)選通過水冷來進(jìn)行。
此外，鐵素體+馬氏體雙相鋼，如果加熱前的組織為鐵素體·珠光體組織或鐵素體·貝氏體組織，則容易生成。為了使加熱前的鋼板即熱軋鋼板的組織為鐵素體·珠光體組織，只要使熱軋后的卷取溫度為700-500℃即可，為了使加熱前的鋼板即熱軋鋼板的組織為鐵素體·貝氏體組織，只要使熱軋后的冷卻開始溫度為750℃以下、使卷取溫度為500℃以下即可。
可用于本發(fā)明的鋼管是無縫鋼管、將鋼板成形為圓筒狀后對端部和端部進(jìn)行電弧焊接的UOE鋼管等，但優(yōu)選為電焊鋼管。其原因是因為，由于電焊鋼管以熱軋鋼板為原材料來制造，因此壁厚均勻，與無縫鋼管比較，具有在擴(kuò)管性、抗壓強(qiáng)度方面優(yōu)異的特征。如果鋼管的壁厚均勻，則擴(kuò)管性、擴(kuò)管后的抗壓強(qiáng)度提高，另一方面，當(dāng)壁厚不均勻時，在擴(kuò)管時容易彎曲。
由于縫焊區(qū)的被加熱的部分被壓縮、并被急冷，因此變成微細(xì)的均勻組織，與以鐵素體·珠光體為主體的母材和焊接熱影響區(qū)比較，加熱至760-830℃之后的組織不易變成鐵素體+馬氏體雙相組織。當(dāng)將焊縫區(qū)、即縫焊區(qū)的附近暫時加熱至Ac3點(diǎn)以上時，會變得近似于鐵素體·珠光體組織，因此將管體加熱至奧氏體+鐵素體雙相區(qū)、并淬火之后的縫焊區(qū)的組織與母材和焊接熱影響區(qū)的組織近似。
將根據(jù)本發(fā)明得到的鋼管用作為Expandable Tubular的場合，需要能夠擴(kuò)管到高的擴(kuò)管率。本發(fā)明的具有在鐵素體組織中分散有微細(xì)馬氏體的雙相組織的鋼管，其變形特性優(yōu)異，還具有高的加工硬化率，不易發(fā)生局部變形，因此能夠擴(kuò)管到45％的擴(kuò)管率。
實(shí)施例使用具有表3所示的化學(xué)成分的熱軋鋼板，制造了直徑194mm、壁厚9.6mm的電焊鋼管。熱軋加熱溫度為1200℃，軋制溫度結(jié)束溫度為850℃，在輸出輥道水冷之后，在600℃下卷取。熱軋鋼板的組織通過改變冷卻條件等來使之變化。
另外，如表4所示，對一部分的電焊鋼管實(shí)施了焊縫區(qū)的熱處理。將這些鋼管在表4所示的條件下加熱，然后快速水冷。從這些鋼管的母材上以周向的截面為觀察面來制備試樣，拍攝了壁厚中心部附近的光學(xué)顯微鏡組織照片和掃描電鏡組織照片。
表3

表4

*表中的面積率是微細(xì)馬氏體的面積率。
*表中的空白欄意指未實(shí)施。
從擴(kuò)管前的鋼管將周向作為長度方向依據(jù)JIS Z 2202標(biāo)準(zhǔn)制備V型缺口夏比沖擊試驗片，在-20℃下依據(jù)JIS Z 2242標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行夏比沖擊試驗，將測定的吸收功作為周向夏比沖擊值示于表4。將這些鋼管擴(kuò)管20％。從擴(kuò)管前后的鋼管制備將周向作為長度方向的壓縮試驗片(直徑8mm，高度18mm)，實(shí)施周向為壓縮方向的壓縮試驗，測定0.05％殘余應(yīng)變的屈服強(qiáng)度，算出包申格效應(yīng)比。表4示出這些試驗結(jié)果。此外，證實(shí)了本發(fā)明的鋼管能夠擴(kuò)管到45％的擴(kuò)管率。
另外，將一部分進(jìn)行20％擴(kuò)管后的鋼管供抗壓試驗用，測定了抗壓壓力?？箟涸囼炓罁?jù)API標(biāo)準(zhǔn)的5C3、使直徑和試驗體長度之比為8來進(jìn)行。表5示出表4的發(fā)明鋼(試驗No.1)和比較用鋼(試驗No.9)的抗壓試驗的結(jié)果。與比較用鋼比，本發(fā)明鋼的抗壓強(qiáng)度提高，可認(rèn)為這是因為通過抑制了包申格效應(yīng)使得強(qiáng)度提高的緣故。
比較例的鋼管是呈現(xiàn)回火馬氏體組織的淬火回火鋼，是作為現(xiàn)狀Expandable Tubular使用的鋼管。
表5

產(chǎn)業(yè)上的可利用性本發(fā)明能夠提供在天然氣、原油輸送用的管線用管、或者油井管等電焊鋼管的制造過程中進(jìn)行擴(kuò)管時產(chǎn)生的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板和鋼管。
本說明書和權(quán)利要求書中的“以上”和“以下”，包括本數(shù)。
權(quán)利要求
1.一種包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，具有在鐵素體組織中分散地存在微細(xì)馬氏體、并且實(shí)質(zhì)上由鐵素體組織和微細(xì)馬氏體組成的二相組織。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，微細(xì)馬氏體的晶粒的長徑為10μm以下，該微細(xì)馬氏體的面積率為10-30％。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，在付與變形前后的壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線中的比例極限之比為0.7以上。
4.根據(jù)權(quán)利要求1-3的任1項所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，用質(zhì)量％表示，含有C0.03-0.30％、Si0.01-0.8％、Mn0.3-2.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.001-0.1％、N0.01％以下，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，用質(zhì)量％表示，進(jìn)一步含有Nb0.1％以下、V0.3％以下、Mo0.5％以下、Ti0.1％以下、Cr1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下、B0.003％以下、Ca0.004％以下之中的1種或2種以上。
6.根據(jù)權(quán)利要求4或5所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，用質(zhì)量％表示，含有C0.03-0.10％，在-20℃下的寬度方向的V型缺口夏比沖擊值為40J以上，在付與變形前后的壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線中的比例極限之比為0.7以上。
7.一種包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管，其特征在于，母材具有在鐵素體組織中分散地存在微細(xì)馬氏體、并且實(shí)質(zhì)上由鐵素體組織和微細(xì)馬氏體組成的二相組織。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板，其特征在于，微細(xì)馬氏體的晶粒的長徑為10μm以下，該微細(xì)馬氏體的面積率為10-30％。
9.根據(jù)權(quán)利要求7或8所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管，其特征在于，在鋼管擴(kuò)管前后的周向壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線中的比例極限之比為0.7以上。
10.根據(jù)權(quán)利要求7-9的任1項所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管，其特征在于，用質(zhì)量％表示，含有C0.03-0.30％、Si0.01-0.8％、Mn0.3-2.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.001-0.1％、N0.01％以下，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成。
11.根據(jù)權(quán)利要求10所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管，其特征在于，用質(zhì)量％表示，進(jìn)一步含有Nb0.1％以下、V0.3％以下、Mo0.5％以下、Ti0.1％以下、Cr1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下、B0.003％以下、Ca0.004％以下之中的1種或2種以上。
12.根據(jù)權(quán)利要求10或11所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管，其特征在于，用質(zhì)量％表示，含有C0.03-0.10％，在-20℃下的周向的V型缺口夏比沖擊值為40J以上，在付與變形前后的壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線中的比例極限之比為0.7以上。
13.一種制造權(quán)利要求5所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板的方法，其特征在于，將用質(zhì)量％表示，含有C0.03-0.30％、Si0.01-0.8％、Mn0.3-2.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.001-0.1％、N0.01％以下，還選擇性地含有Nb0.1％以下、V0.3％以下、Mo0.5％以下、Ti0.1％以下、Cr1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下、B0.003％以下、Ca0.004％以下之中的1種或2種以上，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成的鋼板加熱至760-830℃，然后進(jìn)行淬火。
14.一種制造權(quán)利要求11所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管的方法，其特征在于，將用質(zhì)量％表示，母材的成分含有C0.03-0.30％、Si0.01-0.8％、Mn0.3-2.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.001-0.1％、N0.01％以下，還選擇性地含有Nb0.1％以下、V0.3％以下、Mo0.5％以下、Ti0.1％以下、Cr1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下、B0.003％以下、Ca0.004％以下之中的1種或2種以上，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成的鋼管加熱至760-830℃，然后進(jìn)行淬火。
15.一種制造權(quán)利要求11所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管的方法，其特征在于，將用質(zhì)量％表示，含有C0.03-0.30％、Si0.01-0.8％、Mn0.3-2.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.001-0.1％、N0.01％以下，還選擇性地含有Nb0.1％以下、V0.3％以下、Mo0.5％以下、Ti0.1％以下、Cr1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下、B0.003％以下、Ca0.004％以下之中的1種或2種以上，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成的板坯制成熱軋鋼板，通過輥軋成形將該熱軋鋼板成形為筒狀之后，進(jìn)行縫焊，制成電焊鋼管，接著加熱至760-830℃后，進(jìn)行水冷。
16.根據(jù)權(quán)利要求15所述的制造包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管的方法，其特征在于，縫焊后，實(shí)施將縫焊區(qū)加熱至Ac3點(diǎn)以上的焊縫熱處理，然后加熱至760-830℃后，進(jìn)行水冷。
17.根據(jù)權(quán)利要求15或16所述的制造包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼管的方法，其特征在于，熱軋鋼板具有鐵素體·珠光體組織或鐵素體·貝氏體組織。
全文摘要
本發(fā)明提供一種包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板或鋼管及其制造方法，特別地提供在進(jìn)行了擴(kuò)管時由包申格效應(yīng)產(chǎn)生的周向壓縮強(qiáng)度的降低小的油井用鋼管、管線用管等所使用的鋼管及其制造方法。所述的包申格效應(yīng)的體現(xiàn)小的鋼板或鋼管，其特征在于，具有實(shí)質(zhì)上由鐵素體組織和微細(xì)馬氏體組成、并且在鐵素體組織中分散地存在微細(xì)馬氏體的二相組織。另外，所述的鋼板或鋼管，用質(zhì)量％表示，含有C0.03－0.30％、Si0.01－0.8％、Mn0.3－2.5％、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.001－0.1％、N0.01％以下，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成。
文檔編號C21D6/00GK1922337SQ200580005428
公開日2007年2月28日 申請日期2005年2月15日 優(yōu)先權(quán)日2004年2月19日
發(fā)明者朝日均, 津留英司 申請人:新日本制鐵株式會社