专利名称：抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢板和高强度管线管用钢管的制作方法
技术领域：
本发明涉及最适合于石油、天然气等的输送管线管等的用途的抗氢致开裂性(抗氢诱发裂纹性；称为抗HIC性)优异的管线管用钢板和管线管用钢管。
背景技术：
在较多地包含含有水分的硫化氢( 的石油、天然气等的输送管线管中，担心氢致裂纹(称为HIC)的产生。这是因为在含有水分的吐5环境(称为含硫环境)中，氢容易从表面侵入钢中。HIC起因于在特别是存在于钢的中心偏析部的延伸的MnS、聚集的Ti和/或Nb的碳氮化物、或者氧化物聚集带中的氧化物系夹杂物等钢中的缺陷的周围聚集的氢。S卩，在含硫环境中，侵入钢中的氢在缺陷的周围聚集成为气体，其压力超过钢的断裂韧性值(Kre)时，产生裂纹。此外，如果钢的中心偏析部、夹杂物的周边等发生硬化，则裂纹容易扩展。因此，在含硫环境下使用的管线管中，自过去以来，就在采取抑制延伸的MnS的生成、抑制Ti、Nb的碳氮化物和氧化物的聚集、或者抑制因中心偏析引起的硬化相的形成等的对策。例如，Mn是容易在钢板的中心偏析的元素，曾提出了抑制Mn的偏析的方法(例如， 专利文献1 3)。专利文献1提出了抑制偏析部的Mn含量相对于钢中的平均Mn含量之比的钢板。另外，专利文献2和3提出了除了限定Mn偏析点的大小以外，还限定偏析部的 P浓度，而且有效利用Ca的高强度管线管。另外，曾提出了除了着眼于Mn的偏析以外，还着眼于Nb的偏析的抗HIC性优异的热轧钢板(例如，专利文献4)。此外，曾提出了抑制Ti、Nb的碳化物、氮化物等的夹杂物的方法(例如，专利文献5、6)。现有技术文献专利文献1 日本特开平6-220577号公报专利文献2 日本特开平6-256894号公报专利文献3 日本特开平6-271974号公报专利文献4 日本特开2002-363689号公报专利文献5 日本特开2006-63351号公报专利文献6 日本特开2008-7841号公报
发明内容
关于抑制Mn的偏析和利用了 Ca的MnS形态控制的开发自以往就在积极地进行， 但是已知当仅控制(偏析部的最大Mn含量)/(钢中的平均Mn含量)和/或Mn偏析点的大小时，不能够完全地防止HIC，需要更加严格地控制。
此外，如果消除Mn的偏析则Nb的偏析就成为问题。可知对于该Nb的偏析，利用 (偏析部的最大Nb含量)/(钢中的平均Nb含量)的控制并不足够，必须更加严格地控制。 另外，即使控制Nb-Ti-C-N系的夹杂物的长度、(Ti，Nb) (C，N)系夹杂物的面密度和长度，也 不能够防止HIC的产生。本发明是鉴于这样的实际情况完成的，其课题是提供最适合于石油、天然气等的 输送管线管等所使用的钢管的抗HIC性优异的管线管用钢板和管线管用钢管。本发明者们对于用于得到抗拉强度为500MPa以上的抗氧致开裂性优异的高强度 管线管用钢板和高强度管线管用钢管的钢材应该满足的条件进行专心研究，以至于发明新 的超高强度管线管用钢板和高强度管线管用钢管。本发明的要旨如下。(1) 一种抗氧致开裂性优异的高强度管线管用钢板，其特征在于，以质量％计，含 有e :0. 02 0. 08%、Si :0. 01 0. 5%、Mn :1.0 1.6%、Nb :0. 001 0. 10%、N :0. 0010 0. 0050%、Ca :0. 0001 0. 0050%，并限制为P :0.01% 以下、S :0. 0020% 以下、Ti :0. 030% 以下、Al :0. 030% 以下、0:0. 0035% 以下，S、Ca 的含量满足 S/Ca < 0. 5，其余量由和不可避免的杂质元素构成，而且，限制为最大Mn偏析度2. 0以下、Nb偏析度4.0以下、Ti偏析度4.0以下。(2)根据上述(1)所述的抗氧致开裂性优异的高强度管线管用钢板，其特征在于， 以质量％计，还含有Ni :0. 01 2. 0%、Cu :0. 01 1. 0%、Cr :0. 01 1. 0%、Mo :0. 01 1. 0%、W :0. 01 1.0%、V :0. 01 0. 10%、Zr :0. 0001 0. 050%、Ta :0. 0001 0. 050%、
B 0. 0001 0. 0020%之中的一种或两种以上。(3)根据上述(1)或上述(2)所述的抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢板，其特征在于，以质量％计，还含有REM :0· 0001 0. 01%、Mg :0· 0001 0. 01%、Y :0· 0001 0. 005%、Hf :0· 0001 0. 005%、Re 0. 0001 0. 005%之中的一种或两种以上。(4)根据上述(1)或上述(2)所述的抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢板，其特征在于，中心偏析部的最高硬度为300Hv以下。(5) 一种抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢管，其特征在于，母材以质量％ 计，含有C :0· 02 0. 08%、Si :0. 01 0. 5%、Mn :1.0 1.6%、Nb :0. 001 0. 10%、N :0· 0010 0. 0050%、Ca :0· 0001 0. 0050%，并限制为P :0.010% 以下、S :0.0020% 以下、Ti :0. 030% 以下、Al :0. 030% 以下、0 :0· 00；35% 以下，S、Ca 的含量满足 S/Ca < 0. 5，其余量由狗和不可避免的杂质元素构成，而且，限制为母材的最大Mn偏析度2.0以下、Nb偏析度4. 0以下、Ti偏析度4.0以下。(6)根据上述(5)所述的抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢管，其特征在于， 以质量％计，母材还含有Ni :0. 01 2. 0%、Cu :0. 01 1. 0%、Cr :0. 01 1. 0%、Mo :0. 01 1. 0%、W :0.01 1.0%、V :0· 01 0. 10%、Zr :0· 0001 0. 050%、
7
Ta :0· 0001 0. 050%、B 0. 0001 0. 0020%之中的一种或两种以上。(7)根据上述(5)或上述(6)所述的抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢管，其特征在于，以质量％计，母材还含有REM :0· 0001 0. 01%、Mg :0· 0001 0. 01%、Y :0· 0001 0. 005%、Hf :0· 0001 0. 005%、Re 0. 0001 0. 005%之中的一种或两种以上。(8)根据上述( 或上述(6)的任一项所述的抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢管，其特征在于，母材的中心偏析部的最高硬度为300Hv以下。根据本发明，能够制造Mn、Nb、Ti的偏析度降低、中心偏析部的最高硬度的上升被抑制、抗氢致开裂性优异的管线管用钢板和管线管用钢管等等，在产业上的贡献极其显著。
图1是表示S和Ca的含量之比S/Ca与HIC试验中的CAR的关系的图。
具体实施例方式本发明者们使用各种的管线管用钢板，进行NACE(美国腐蚀工程师协会，National Association of Corrosion and Engineer)试验，评价了有无 HIC 的产生。NACE试验是在5% NaCl溶液+0. 5%醋酸、pH为2. 7的溶液中使硫化氢气体饱和， 调查96小时后是否生成裂纹的试验方法。试验后，从产生了裂纹的钢板制取试件，详细地观察了 HIC的产生部位。其结果， 进行大致区分，观察到以下的三种的HIC的产生部位。即是(a)延伸了的MnS、(b)聚集了的Ti、Nb的碳氮化物、(c)聚集了的氧化物。此外，反复研究的结果发现，如果抑制这三种情形的全部，则可以显著地防止管线管用钢板和管线管用钢管的HIC的产生。首先，为了抑制延伸了的粗大的MnS，必须满足以下的条件。将S量设为低于 0. 002%, S和Ca的含量之比S/Ca设为低于0. 5，进而，将钢板和钢管的最大Mn偏析度设为 2. 0以下。图1表示0. 04% C-1. 25% Mn钢的HIC试验中的CAR(裂纹面积率)和S/Ca的关系。如图1所示那样，如果S/Ca之比在0.5以上，则开始产生HIC，所以S/Ca必须低于0.5。其次，为了抑制Ti、Nb的碳氮化物、特别是Nb (C，N)和TiC的聚集，必须满足以下的条件。将N量设为0. 0050%以下，C量设为0. 06%以下，Nb和Ti的偏析度分别设为4. 0 以下。在此，所谓最大Mn偏析度是钢板和钢管中的、中心偏析部的最大的Mn量相对于除了中心偏析部以外的平均Mn量之比，即(中心偏析部的最大的Mn量)/(除了中心偏析部以外的平均Mn量)的值。 同样地，Nb偏析度和Ti偏析度是在钢板和钢管中的、中心偏析部的平均化的Nb量(Ti量)相对于除了中心偏析部以外的平均Nb量(Ti量)之比。Mn偏析度可以通过EPMA (电子探针显微分析仪，Electron Probe Micro Analyzer)或者可图像处理ΕΡΜΑ测定结果的CMA(计算机辅助显微分析仪，Computer Aided Micro Analyzer)测定钢板和钢管的Mn浓度分布来求得。此时，最大Mn偏析度的数值根据EPMA(或者CMA)的探针直径而变化。本发明者们发现，通过将探针直径(束直径)设为2μπι，可以合适地评价Mn的偏析。具体地讲，可以如下地进行测定。采用ΕΡΜΑ，以50 μ m的束直径测定20mm宽度(HIC试件宽度)X 20mm厚度(HIC试件厚度)的测定区域中的Mn的浓度分布。接着，在Mn量最浓化的部位(中心偏析部)，再以2 μ m的束直径测定Imm(宽度)X Imm(厚度)的区域的Mn浓度。然后，由该Mn浓度分布求得最大Mn偏析度。此时，积累500点X500点的数据。将该250000点之中的最大Mn 浓度相对于除了中心偏析部以外的平均Mn浓度之比定义为最大Mn偏析度并求出其值。另外，对于Nb偏析度和Ti偏析度也可以同样地通过EPMA或者CMA测定Nb浓度分布和Ti浓度分布而求得。此时，可知对于Nb偏析度和Ti偏析度也可以同样地通过将束直径设为2 μ m来适当地评价偏析。实际上，关于Nb、Ti偏析度，通过EPMA，以50μπι的束直径测定20mm宽度(HIC试件宽度)X20mm厚度(HIC试件厚度)的测定区域中的Nb、Ti各自的浓度分布，求得平均Nb 浓度和平均Ti浓度后，在Nb量、Ti量最浓化的部位(中心偏析部)，再以2 μ m的束直径测定Imm(宽度)X Imm(厚度)的区域的Nb和Ti的浓度。此时，取在板宽度方向测定的500 点的平均值，导出中心偏析部的平均的Nb、Ti浓度。然后，将中心偏析部的平均Nb浓度(Ti 浓度)相对于平均Nb浓度(Ti浓度)之比定义为Nb偏析度(Ti偏析度)并求出其值。再者，如果存在MnS、TiN, Nb (C，N)等的夹杂物，则Mn偏析度、Ti偏析度、Nb偏析度在表观上变大，所以在碰到夹杂物的情况下其值除去进行评价。最后，为了抑制氧化物的聚集，必须将0量设为0. 0035%以下、Al量设为0. 030% 以下。已明确了 如果0量多，则粗大的氧化物容易聚集，如果添加超过0. 030%的Al，则Al 的氧化物的团簇容易聚集。此外，优选抑制了 Mn、Nb、Ti的偏析的钢板和钢管的中心偏析部的最高硬度为 300Hv以下。通过将中心偏析部最高硬度的上限设为300Hv，可以确实地防止HIC的产生。 MruNb是提高淬硬性的元素，Ti有助于析出强化，因此通过抑制这些元素的偏析，能够抑制中心偏析部的硬化。再者，中心偏析部是通过EPMA和/或CMA测定的Mn的浓度最大的部位，中心偏析部的最高硬度，通过利用3%硝酸+97%硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后，基于JIS Z 2M4，以25g的载荷进行维氏硬度试验来测定即可。以下，对于基于以上那样的研究结果完成的本发明进行详细说明。首先，对于本发明的钢板和钢管中的母材成分的限定理由进行叙述。以下，元素的
含量的％意味着质量％。C :C是提高钢的强度的元素，作为其有效的下限必须添加0.02%以上。另一方面， 如果C量超过0. 08%，则促进碳化物的生成，损害抗HIC性，因此将上限设为0. 08%。另外， 为了抑制抗HIC性、焊接性和韧性的降低，优选C量为0. 06%以下。
Si :Si是脱氧元素，必须添加0.01%以上。另一方面，如果Si量超过0.5%，则使焊接热影响区(HAZ)的韧性降低，因此将上限设为0.5%。Mn :Mn是提高强度和韧性的元素，必须添加1. 0%以上。另一方面，如果Mn量超过 1. 6%，则使HAZ韧性降低，因此将上限设为1. 8%。另外，为了抑制HIC，优选将Mn量设为低于1. 5%。Nb =Nb是形成碳化物、氮化物，有助于强度的提高的元素。为了得到效果，必须添加0. 001 %以上的Nb。但是，如果过量地添加Nb，则Nb偏析度增加，导致Nb的碳氮化物的聚集，抗HIC性降低。因此，在本发明中，将Nb量的上限设为0.10%。另外，考虑到HIC性的情况下，Nb量优选为0. 05%以下。N =N是形成TiN、NbN等的氮化物的元素，为了利用氮化物使加热时的奥氏体粒径微细，必须将N量的下限值设为0. 0010%。但是，如果N的含量超过0. 0050%,则Ti和Nb 的碳氮化物容易聚集，损害抗HIC性。因此，将N量的上限设为0.0050%。再者，在要求韧性等的情况下，为了抑制TiN的粗大化，优选将N量设为0. 0035%以下。P :P是杂质，如果含量超过0.01%，则损害抗HIC性，并且HAZ的韧性降低。因此， 将P的含量限制在0.01%以下。S :S是热轧时生成沿轧制方向延伸的MnS，使抗HIC性降低的元素。因此，在本发明中，必须降低S量，将其含量限制在0. 0020%以下。另外，为了提高韧性，优选将S量设为 0. 0010%以下。S量越少越好，但是难以使其低于0. 0001%,从制造成本的观点来看优选含有0. 0001%以上。Ti =Ti是通常作为脱氧剂和/或氮化物形成元素而被用于晶粒的细化的元素，但在本发明中，是因碳氮化物形成而使抗HIC性和韧性降低的元素。因此，Ti的含量限制在 0. 030% 以下。Al =Al是脱氧元素，但在本发明中，如果添加量超过0.030%则可确认Al氧化物的聚集团簇，因此限制在0.030%以下。在要求韧性的情况下，优选将Al量的上限设为0.017%以下。Al量的下限值没有特别的限定，但为了降低钢液中的氧量，优选添加 0. 0005% 以上的 Al。0:0是杂质，为了抑制氧化物的聚集，提高抗HIC性，将含量限制在0.0035%以下。 为了抑制氧化物的生成，提高母材和HAZ韧性，优选将0量设为0. 0030%以下。0量的最佳上限为0. 0020% οCa :Ca是生成硫化物CaS，抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成，显著地有助于抗 HIC性的改善的元素。Ca的添加量低于0.0001%的话，得不到效果，因此将下限值设为 0.0001%。优选为0.0005%以上。另一方面，如果Ca的添加量超过0.0050%，则氧化物聚集，损害抗HIC性，因此将上限设为0. 0050%。在本发明中，通过添加Ca以形成CaS来固定S，因此S和Ca的含量的S/Ca比是重要指标。如果S/Ca比为0.5以上，则生成MnS，在轧制时形成延伸了的MnS。其结果，抗 HIC性劣化。因此，将S/Ca比设为低于0. 5。再者，在本发明中，作为改善强度和韧性的元素，可以添加Ni、Cu、Cr、Mo、W、V、Zr、 Ta、B之中一种或两种以上的元素。Ni =Ni是对韧性和强度的改善有效的元素，为了得到其效果必须添加0.01%以上，但是添加超过2. 0%的话则HIC性和焊接性降低，因此优选其上限为2. 0%。Cu :Cu是不降低韧性并对强度的上升有效的元素，但低于0.01%的话则没有效果，如果超过1.0%则在钢坯加热时或焊接时容易产生裂纹。因此，优选含量为0. 01 1. 0%。Cr :Cr为了通过析出强化提高钢的强度，添加0.01%以上较有效，但如果大量地添加，则使淬硬性上升，产生贝氏体组织，使韧性降低。因此，优选其上限为1.0%。Mo =Mo是提高淬硬性，并且形成碳氮化物以改善强度的元素，为了得到其效果，优选添加0. 01 %以上。另一方面，如果超过1. 0%地大量添加Mo，则成本上升，因此优选上限为1.0%。另外，如果钢的强度上升，则有时抗HIC性和韧性降低，因此更优选的上限设为 0. 40%。W :W是对强度的提高有效的元素，优选添加0.01%以上。另一方面，如果添加超过 1.0%的W，则有时导致韧性的降低，因此优选上限为1.0%。V :V是形成碳化物、氮化物，有助于强度的提高的元素，为了得到效果，优选添加 0.01%以上。另一方面，如果添加超过0. 10%的V，则有时导致韧性的降低，因此优选上限为 0. 10%。Zr、Ta =Zr和Ta是与V同样地形成碳化物、氮化物，有助于强度的提高的元素，为了得到其效果，优选添加0. 0001%以上。另一方面，如果超过0. 050%来过量地添加ττ和 Ta，则有时导致韧性的降低，因此优选其上限为0. 050%。B :Β是在钢的晶界偏析，显著地有助于淬硬性的提高的元素。为了得到其效果，优选添加0.0001%以上的B。另外，B生成ΒΝ，使固溶N降低，也是有助于焊接热影响区的韧性的提高的元素，因此更优选添加0.0005%以上。另一方面，如果过量地添加B，则向晶界的偏析过量，有时导致韧性的降低，因此优选上限为0. 0020%。进而，为了控制氧化物和硫化物等的夹杂物，也可以含有REM、Mg、Zr、1^、Y、Hf、Re 中的一种或两种以上。REM=REM是作为脱氧剂和脱硫剂来添加的元素，优选添加0.0001%以上。另一方面，如果添加超过0.010%，则有时产生粗大的氧化物，使抗HIC性、母材和HAZ的韧性降低， 优选的添加量为0.010%以下。Mg =Mg是作为脱氧剂和脱硫剂来添加的元素，特别是产生微细的氧化物，也有助于HAZ韧性的提高。为了得到该效果，优选添加0.0001%以上的Mg。另一方面，如果添加超过0. 010%的Mg，则氧化物容易凝集并粗大化，有时导致抗HIC性的恶化、母材和HAZ的韧性的降低。因此，优选Mg的添加量为0. 010%以下。Y、Hf、Re :Y、Hf、Re是与Ca同样地生成硫化物，抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成，有助于抗HIC性的提高的元素。为了得到这样的效果，优选添加0.0001%以上的Y、Hf、 Re。另一方面，如果Y、Hf、Re的量超过0. 0050%，则氧化物增加并发生凝集、粗大化而损害抗HIC性，因此优选添加量为0. 0050%以下。此外，在本发明中，将钢板和钢管的母材中的最大Mn偏析度、Nb偏析度和Ti偏析度分别设为2. 0以下、4. 0以下和4. 0以下。通过将最大Mn偏析度设为2.0以下，可以抑制粗大的MnS的生成，可以防止以沿轧制方向延伸了的MnS为起点的HIC的产生。另外，如果将Nb偏析度设为4.0以下，则抑制聚集了的Nb (C，N)的生成，如果将Ti偏析度设为4. 0以下，则抑制聚集了的TiN的生成， 可以防止抗HIC性的恶化。最大Mn偏析度是钢板和钢管的中心偏析部的最大的Mn量相对于除了中心偏析部以外的平均Mn量之比，可以通过将束直径设为2 μ m的EPMA或CMA测定钢板和钢管的Mn 浓度分布来求得。对于Nb偏析度和Ti偏析度也是同样的，通过将束直径设为2 μ m的EPMA 或CMA分别测定Nb浓度分布和Ti浓度分布，求得钢板和钢管的中心偏析部的平均化了的 Nb量相对于除了中心偏析部以外的平均Nb量之比(Nb偏析度)、钢板和钢管的中心偏析部的平均化了的Ti量相对于除了中心偏析部以外的平均Ti量之比(Ti偏析度)。以下对于用于抑制最大Mn偏析度、Nb偏析度和Ti偏析度的方法进行说明。为了抑制Mn、Nb和Ti的偏析，连续铸造中的最终凝固时的轻压下最适合。最终凝固时的轻压下是为了消除起因于铸造冷却的不均勻的、凝固部和未凝固部的混杂而实施的，由此可以使其在横向均勻地最终凝固。在连续铸造中，通常，钢坯被水冷，但横向的端部冷却快，横向的中央部的冷却被强化。因此，即使在钢坯的横向的端部和中央部发生凝固，在横向的1/4部凝固慢，在钢坯的内部残存未凝固部。因此，有时在钢坯的横向，凝固部和未凝固部变得不均勻，例如，凝固部和未凝固部的界面的形状在横向变成W型。如果发生这样的在横向上不均勻的凝固，则助长偏析，使抗HIC性恶化。与此相对，如果在连续铸造中进行最终凝固时的轻压下，则未凝固部被挤出，可以在横向均勻地凝固。另外，如果在横向产生不均勻的凝固后施加轻压下，则起因于凝固部的变形阻力大，变得不能够有效地挤出未凝固部。因此，为了不产生这样的W型的凝固，优选根据铸坯的最终凝固位置的中心固相率的横向的分布一边控制压下量一边进行轻压下。通过这样地进行，即使横向也可抑制中心偏析，使最大Mn偏析度、Nb偏析度、Ti偏析度更小。含有上述的成分的钢，在炼钢工序中被熔炼，接着通过连续铸造而形成为钢坯，将该钢坯再加热并实施厚板轧制，形成为钢板。在该制造工序中，若将钢坯的再加热温度设为950°C以上，将在再结晶温度区的压下比设为2以上，将在非再结晶区的压下比设为3以上来进行厚板轧制，则能够使平均原始奥氏体粒径变为20 μ m以下。进而，轧制结束后进行水冷，但优选从750°C以上的温度进行水冷的开始，在400 500°C的温度范围进行水冷的停止。再者，再结晶温度区是在轧制后产生再结晶的温度范围，对于本发明的钢的成分而言，大约超过900°C。另一方面，非再结晶温度区是在轧制后没有产生再结晶和铁素体相变的温度范围，对于本发明的钢的成分而言，大约为750 900°C。将在再结晶温度区的轧制称为再结晶轧制或者粗轧，将在非再结晶温度区的轧制称为非再结晶轧制或者精轧。非再结晶轧制后，从750°C以上的温度开始水冷，并将水冷停止温度设为400°C以上，由此如以下说明那样，能够使中心偏析的最大硬度为300Hv以下。首先，如果将水冷开始温度设为低于750°C，则在冷却开始前较多地生成铁素体，C (碳)从铁素体向奥氏体中排出。其后，如果冷却，则浓缩有C的奥氏体相转变为含有较多的C量的硬质的马氏体。因此，若将水冷开始温度设为750°C以上，抑制硬质的马氏体的生成，则能够将硬度抑制在300Hv以下。另外，如果将水冷停止温度设为400°C以上，则相变后的硬质的马氏体发生部分分解，同样地能够将硬度抑制在300Hv以下。另外，如果水冷停止温度过高则强度降低，因此优选为500°C以下。实施例接着，通过实施例更详细地说明本发明。熔炼具有表1所示的化学成分的钢，通过连续铸造，制成厚度为MOmm的钢坯。在连续铸造中，实施了最终凝固时的轻压下。将得到的钢坯加热到1000 1250°C，在超过 900°C的再结晶温度区进行热轧，接着进行在750 900°C的非再结晶温度区的热轧。热轧后，在750°C以上开始水冷，在400 500°C的温度停止水冷，制作了表2所示的各种板厚的钢板。进而，通过C冲压、U冲压、0冲压将钢板成形为管状，将端面进行定位焊，从内外面进行正式焊接后进行扩管，然后制成了钢管。再者，正式焊接是采用埋弧焊接，以表3所示的线能量进行。从得到的钢板和钢管制取拉伸试件、HIC试件、宏观试件，用于各个试验。HIC试验基于NACETM0284进行。另外，使用宏观试件，通过EPMA测定了 Mn、Nb、Ti 的偏析度。采用EPMA进行的偏析度的测定，以50 μ m的束直径在全厚X 20mm宽度的测定面积中实施，测定Mn、Nb、Ti的浓度分布，接着，在试件厚度方向的各元素浓化了的部位(中心偏析部)，以2 μ m的束直径在ImmX Imm的区域测定各元素的浓度。进而，基于JIS Z 2244测定了中心偏析的维氏硬度。维氏硬度的测定是将载荷设为25g，在通过EPMA测定了的厚度方向的Mn浓度的分布中的Mn浓度最高的部位进行测定。表2表示利用表1的钢1 33分别得到的钢板的板厚、最大Mn偏析度、Nb偏析度、 Ti偏析度、中心偏析部的最高硬度、抗拉强度和通过HIC试验求得的裂纹的面积率(CAR)。另外，表3表示由表1的钢1 33分别得到的钢管的壁厚、正式焊接的线能量、通过HIC试验求得的裂纹的面积率。再者，钢管的最大Mn偏析度、Nb偏析度、Ti偏析度、中心偏析部的最高硬度与钢板同等，钢管的抗拉强度比钢板大数个百分比左右。钢1 23是本发明的例子，由这些钢得到的钢板，最大Mn偏析度为1. 6以下、Nb 偏析度为4. 0以下、Ti偏析度为4. 0以下、中心偏析部的最高硬度为300Hv以下，没有产生因HIC试验引起的裂纹。将这些钢板作为坯料的钢管也是同样的。另一方面，钢M 33表示在本发明的范围以外的比较例。即，基本成分之中的某个元素在本发明的范围以外，因此在HIC试验中，CAR超过了 3%。
权利要求
1.一种抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢板，其特征在于，以质量％计，含有 C 0. 02 0. 08%,Si 0. 01 0. 5%、Mn 1. 0 1. 6%,Nb 0. 001 0. 10%、N 0. 0010 0. 0050%,Ca 0. 0001 0. 0050%,并限制为P 0. 01% 以下、S 0. 0020% 以下、Ti 0. 030% 以下、Al 0. 030% 以下、0 0. 00；35% 以下，S、Ca的含量满足S/Ca < 0. 5，其余量由Fe和不可避免的杂质元素构成，而且，限制为最大Mn偏析度2.0以下、Nb偏析度4. 0以下、Ti偏析度:4.0以下。
2.根据权利要求1所述的抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ni 0. 01 )2. 0%,Cu 0. 01 ^ 1. 0%,Cr 0. 01 ^ 1. 0%,Mo 0. 01 ^ 1. 0%,W 0. 01 1. 0%,V 0. 01 0. 10%,Zr 0. 0001 0. 050%,Ta 0. 0001 0. 050%,B 0. 0001 ‘ 0. 0020%之中的
3.根据权利要求1或2所述的抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢板，其特征在于， 以质量％计，还含有REM :0. 0001 0. 01%、 Mg 0. 0001 0. 01%、 Y 0. 0001 0. 005%, Hf 0. 0001 0. 005%,Re 0. 0001 0. 005%之中的一种或两种以上。
4.根据权利要求1或2所述的抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢板，其特征在于， 中心偏析部的最高硬度为300Hv以下。
5. 一种抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢管，其特征在于，以质量％计，母材含有C 0. 02 0. 08%, Si 0. 01 0. 5%, Mn 1. 0 1. 6%, Nb 0. 001 0. 10%, N 0. 0010 0. 0050%, Ca 0. 0001 0. 0050%, 并限制为 P 0. 010% 以下、 S 0. 0020% 以下、 Ti 0. 030% 以下、 Al 0. 030% 以下、 0 0. 00；35% 以下，5、Ca的含量满足S/Ca< 0. 5，其余量由Fe和不可避免的杂质元素构成， 而且，限制为母材的最大Mn偏析度2.0以下、 Nb偏析度4. 0以下、 Ti偏析度4.0以下。
6.根据权利要求5所述的抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢管，其特征在于，以质量％计，母材还含有Ni 0. 01 ^ 2. 0%,Cu 0. 01 ^ 1. 0%,Cr 0. 01 ^ 1. 0%,Mo 0. 01 ^ 1. 0%,W 0. 01 1. 0%,V 0. 01 0. 10%,Zr 0. 0001 0. 050%,Ta 0. 0001 0. 050%,B 0. 0001 ‘ 0. 0020%之中的
7.根据权利要求5或6所述的抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢管，其特征在于， 以质量％计，母材还含有REM :0. 0001 0. 01%、 Mg 0. 0001 0. 01%、 Y 0. 0001 0. 005%, Hf 0. 0001 0. 005%,Re 0. 0001 0. 005%之中的一种或两种以上。
8.根据权利要求5或6所述的抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢管，其特征在于，母材的中心偏析部的最高硬度为300Hv以下。
全文摘要
本发明涉及最适合于石油、天然气等的输送管线管等所使用的钢管的抗HIC性优异的管线管用钢板以及管线管用钢管，其由下述钢构成，所述钢具有含有C0.02～0.08％、Si0.01～0.5％、Mn1.0～1.6％、Nb0.001～0.10％、N0.0010～0.0050％、Ca0.0001～0.0050％，限制为P0.01％以下、S0.0020％以下、Ti0.030％以下、Al0.030％以下、O0.0035％以下，且满足S/Ca＜0.5的钢组成，而且限制为最大Mn偏析度为2.0以下、Nb偏析度为4.0以下、Ti偏析度为4.0以下。
文档编号C22C38/58GK102317492SQ20108000758
公开日2012年1月11日 申请日期2010年2月10日 优先权日2009年2月12日
发明者原卓也, 寺田好男, 村木太郎, 铃木豪 申请人:新日本制铁株式会社