專利名稱：低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管及低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管的制造方法、厚壁焊接鋼 ...的制作方法
技術領域：
本發明涉及適合于原油及天然氣輸送用管線管等的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管。
背景技術：
長距離輸送原油、天然氣的管線中使用的管線管用鋼管，從輸送效率的觀點出發，要求高強度化或厚壁化。為了提高鋼的強度，利用貝氏體是有效的，按美國石油協會(API)標準，開發了 X80以上的高強度焊接鋼管。在加厚管線管用鋼管的壁厚時，焊接部、特別是焊接的熱影響區(Heat AffectedZone (以下簡稱為“HAZ”))的韌性的下降成為問題。在通過UO工序將厚板成形成管狀，使端部彼此對接并進行縫焊時，采用線能量大的埋弧焊。在該埋弧焊中，特別是因HAZ的組織的粗大化或馬氏體和奧氏體的混合組織(Martensite-Austenite constituent (以下簡稱為“MA”))的生成，韌性下降。特別是，在通過自內表面及外表面的埋弧焊進行縫焊的情況下，先焊接的熔融線附近的HAZ被后來的焊接的線能量再加熱。這樣，在多次被埋弧焊的情況下，粗大化的HAZ的組織成為斷裂的起點，有時韌性顯著下降。此外，在X80以上的高強度焊接鋼管中，在提高強度時利用貝氏體，因而母材及HAZ的韌性的下降成為問題。對于這樣的問題，為了提高母材的韌性，提出了利用多邊形鐵素體的方法。此外，為了提高HAZ的韌性，提出了利用晶粒內相變使組織微細化的方法(例如，專利文獻I 4)。進而，提出了通過添加B來提高HAZ的韌性的方法(例如，專利文獻5)。現有技術文獻專利文獻專利文獻I :日本特開號公報專利文獻2 日本特開號公報專利文獻3 :日本特開號公報專利文獻4 :日本特開號公報專利文獻5 :PCT 國際公開 TO-2008 / 069289A
發明內容
發明要解決的課題在X60 70的所謂的通用管線管中，確保低溫韌性成為課題。這是因為例如在北極圈等寒冷地區一直在開發油田及氣田。在寒冷地區，氣溫有時降低到一 40°C左右，因此對于管線管用鋼管，考慮到偏差要求一 60°C下的低溫韌性。此外，如果從輸送效率的觀點出發，使管線管用鋼管厚壁化，則必須增加縫焊的線能量，因HAZ的組織的粗大化或MA的生成，低溫韌性降低。此外，要使管線管用鋼管厚壁化，必須增加母材鋼板的厚度，因此制造母材鋼板時的熱軋后的冷卻速度降低。所以，為了利用貝氏體使厚壁焊接鋼管高強度化，與薄壁的高強度鋼管相比，必須添加許多合金。可是，如果使合金的添加量增加，則在HAZ，容易生成成為斷裂起點的MA。另外，如果增加合金的添加量，則即使母材鋼板的強度為通用焊接鋼管的水平，也與高強度鋼板同等地提高淬透性，因而HAZ的硬度與高強度焊接鋼管同等。所以，在通用管線管用鋼管厚壁化的情況下，與薄壁的高強度焊接鋼管相比較，難以確保HAZ的低溫韌性。進而，在管線管 的主要規格中，確定在XlOO以上的管線管中可添加B，在X60 70的所謂的通用管線管中，不允許添加B。本發明是鑒于如此的實情而完成的，其目的是提供一種壁厚為25 45mm且低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管及其制造方法和厚壁焊接鋼管制造用鋼板。另外，在本發明的厚壁焊接鋼管中，其目標是以周向作為拉伸方向的屈服強度為400 635MPa，一 60°C時的焊接熱影響區的夏氏吸收能為60J以上。用于解決課題的手段本發明人為了提高與薄壁焊接鋼管相比合金的添加量高的厚壁焊接鋼管的HAZ的低溫韌性，研究了通過母材鋼板的成分及焊接條件控制HAZ的組織的方法。其結果是，得到以下見解如果在提高淬透性的元素中特別是使Mn和Mo的含量最佳化，根據壁厚使焊接的線能量適當化，則能夠確保HAZ的低溫韌性。本發明的要旨如下。(I) 一種低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其是通過對成形成管狀的母材鋼板進行縫焊而成的具有粗晶粒HAZ的壁厚為25 45mm的厚壁焊接鋼管，其中，所述母材鋼板具有如下的成分組成以質量％計含有C 0. 03% O. 085%、Mn I. 45% I. 85%、Ti 0. 005 O. 020%、Nb 0. 005 O. 050%、O 0. 0005 O. 005%,將以下元素限制在Si 0. 15% 以下、Al :0· 015% 以下、P :0.02% 以下、S 0. 005% 以下、Mo 0. 20% 以下，且Mn及Mo的含量滿足下述(式I),通過下述(式2)求出的Pcm為O. 16 O. 19，剩余部分包含Fe及不可避免的雜質；所述母材鋼板的金屬組織由鐵素體和低溫相變組織構成，所述鐵素體以面積率計為30 95% ；在所述粗晶粒HAZ的金屬組織中，晶界鐵素體的面積率為I. 5%以上，晶界鐵素體和晶內鐵素體的總面積率為11%以上且90%以下，MA的面積率為10%以下，剩余部分由貝氏體構成，1. 2325 ≤ (O. 85X [Mn] — [Mo])≤ 1. 5215 (式 I)Pcm = [C] + [Si] / 30 +([Mn] + [Cu] + [Cr] ) / 20 + [Ni] / 60 + [Mo] /15 + [V] / 10 (式 2)在(式2)中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分別為 C、Si、Mn、Cu、
Cr、Ni、Mo、V的含量[質量％]。(2)根據上述(I)所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述母材鋼板的金屬組織的鐵素體的粒徑為2 15 μ m。(3)根據上述(I)所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，通過焊接形成的HAZ的金屬組織的貝氏體由板條狀貝氏體和塊狀貝氏體構成，所述板條狀貝氏體的面積率為20%以下。(4)根據上述(I)所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述母材鋼板以質量％計還含有以下元素中的一種或兩種Cu 0. 70% 以下、Ni :0· 70% 以下。(5)根據上述(I)所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述母材鋼板以質量％計還含有以下元素中的I種或2種以上Cr: I. 00% 以下、V 0. 10% 以下、Zr 0. 050% 以下、Ta :0· 050% 以下。(6)根據上述(I)所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述母材鋼板以質量％計還含有以下元素中的I種或2種以上Mg :0· 0100% 以下、Ca 0. 0050% 以下、REM :0· 0050% 以下。(7)根據上述(I)所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述厚壁焊接鋼管的將周向作為拉伸方向的屈服強度為400 635MPa，一 60°C時的所述粗晶粒HAZ的夏氏吸收能為60J以上。(8)根據上述(I)所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述厚壁焊接鋼管的焊縫金屬以質量％計含有C 0. 04% O. 09%、Si :0· 01% O. 35%、Mn :1· 5% 2. 0%、Al 0. 002% O. 030%、Ti 0. 003% O. 030%、O :0· 0005% O. 030%，將以下元素限制在P 0. 02% 以下、
S 0. 005% 以下，進而，以質量％計還含有以下元素中的I種或2種以上Ni 0. 2% I. 0%、Cr + Mo + V 0. 2% I. 0%、B 0. 0001 O. 0050%,剩余部分包含鐵及不可避免的雜質。(9) 一種低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管的制造方法，其對下述鋼進行鑄造，將得到的鋼坯加熱至950 1150°C，在Ar3以上的結束溫度下進行熱軋，水冷到600°C以下，將得到的母材鋼板成形成管狀，所述鋼具有如下的成分組成以質量％計含有C 0. 03% O. 085%、Mn : I. 45% I. 85%、Ti 0. 005 O. 020%、Nb 0. 005 O. 050%、O 0. 0005 O. 005%,將以下元素限制在Si 0. 15% 以下、Al :0· 015% 以下、P :0.02% 以下、S 0. 005% 以下、Mo 0. 20% 以下，且Mn及Mo的含量滿足下述(式I),通過下述(式2)求出的Pcm為O. 16 O. 19，剩余部分包含Fe及不可避免的雜質；在使所述母材鋼板的端部對接，通過從內表面及外表面的埋弧焊進行縫焊時，以從所述內表面的埋弧焊的線能量J1LkJ / cm]、從所述外表面的埋弧焊的線能量JjkJ /cm]和板厚t [mm]滿足下述(式3)及(式4)的關系的方式進行縫焊，I. 2325 彡(O. 85X [Mn] — [Mo])彡 I. 5215 (式 I)Pcm = [C] + [Si] /30+( [Mn] + [Cu] + [Cr] )/20+ [Ni] / 60 + [Mo] /15 + [V] / 10 (式 2)(式2)中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分別為 C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V的含量[質量%] ο— 2. 3 彡 J1 — I. 75t 彡 27. 8 (式 3)
、
- 9. 6 ^ J0 - 2. 42t ^ 20. 6 (式 4)(10)根據上述(9)所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管的制造方法，其中，使900°C以下的壓下比為2.0以上進行熱軋。(11)根據上述(9)所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管的制造方法，其中，將所述母材鋼板成形成管狀的工序是將母材鋼板按C字狀、U字狀、O字狀的順序成形的UO工序，并且該制造方法還具備在將母材鋼板的端部縫焊后對得到的厚壁焊接鋼管進行擴管的工序(12) 一種厚壁焊接鋼管用鋼板，其是用于制造厚壁焊接鋼管的壁厚為25 45mm的鋼板，其中，所述鋼板具有如下的成分組成以質量％計含有C 0. 03% O. 085%、Mn : I. 45% I. 85%、Ti 0. 005 O. 020%、Nb 0. 005 O. 050%、O :0· 0005 O. 005%，將以下元素限制在Si 0. 15% 以下、Al :0. 015% 以下、Ρ:0·02% 以下、S:0.005% 以下、Μο:0·20% 以下，且Mn及Mo的含量滿足下述(式I )，通過下述(式2)求出的Pcm為O. 16 O. 19，剩余部分包含Fe及不可避免的雜質，I. 2325 彡(O. 85X [Mn] — [Mo])彡 I. 5215 (式 I)Pcm = [C] + [Si] / 30 +([Mn] + [Cu] + [Cr] ) / 20 + [Ni] / 60 + [Mo] /15 + [V] / 10 (式 2)在(式2)中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分別為 C、Si、Mn、Cu、
Cr、Ni、Mo、V的含量[質量％]。(13)根據上述(12)所述的厚壁焊接鋼管用鋼板，其中，金屬組織的鐵素體的粒徑為2 15 μ m。發明效果根據本發明，能夠提供壁厚為25 45mm、在一 60°C的低溫下具有良好的HAZ韌性的厚壁焊接鋼管。本發明對產業上的貢獻極其顯著。


圖I是用于說明厚壁焊接鋼管的HAZ的組織的示意圖，是用于說明粗晶粒HAZ的定義的圖。圖2是用于說明厚壁焊接鋼管的粗晶粒HAZ的組織的示意圖，是用于說明原奧氏體晶界附近的MA和板條狀貝氏體的圖。圖3是用于說明本發明的厚壁焊接鋼管的粗晶粒HAZ的金屬組織的示意圖，是用于說明粗晶粒HAZ的晶界鐵素體及晶內鐵素體的圖。圖4是用于說明評價粗晶粒HAZ的韌性的V型缺口試驗片的采取位置的圖。圖5是表示O. 85X [Mn] 一 [Mo]與一60°C時的粗晶粒HAZ的夏氏吸收能的關系的曲線圖。
圖6是用于說明圓棒試驗片的采取位置的圖。圖7是表示本發明例的粗晶粒HAZ的金屬組織的照片。圖8是表示比較例的粗晶粒HAZ的金屬組織的照片。圖9是圖7的金屬組織的示意圖。圖10是圖8的金屬組織的示意圖。
具體實施例方式本發明人為得到具有優良的低溫韌性的厚壁焊接鋼管，如以下所示進行了研究。本發明人首先對厚壁焊接鋼管的焊接熱影響區(HAZ)的組織進行了調查。圖I是用于說明厚壁焊接鋼管的HAZ的組織的示意圖，是用于說明粗晶粒HAZ的定義的圖。厚壁焊接鋼管例如對通過按C字狀、U字狀、O字狀的順序成形的UO工序形成為管狀的母材鋼板A的端部彼此進行縫焊來制造。圖I示出含有HAZ的厚壁焊接鋼管的斷面的一部分。在圖I中，符號I表示厚壁焊接鋼管的外表面焊縫金屬(焊縫金屬)、符號2表示內表面焊縫金屬(焊縫金屬)，符號5表示母材鋼板A的HAZ，符號3表示母材鋼板A與焊縫金屬1、2的熔融線。焊縫金屬1、2與焊接時未熔融的母材鋼板A的邊界為熔融線3。沿著厚壁焊接鋼管的周向，從熔融線3朝母材鋼板A的內部到規定的距離為止的范圍為HAZ5。在HAZ5中，從熔融線3向母材鋼板A側到O. 3mm為止的區域為粗晶粒HAZ4。根據本發明人的研究結果得知在熔融線3附近的HAZ5中，原奧氏體晶粒變得粗大。另外，原奧氏體晶粒是在縫焊時產生的奧氏體晶粒變為鐵素體和低溫相變組織而成的。原奧氏體晶粒的粒徑與縫焊時產生的奧氏體晶粒的粒徑相等。特別是，在HAZ5中從熔融線
3向母材鋼板側到O. 3mm為止的區域即粗晶粒HAZ4中，原奧氏體晶粒的粒徑達到100 μ m以上，在大的晶粒中還觀察到粒徑為200 300 μ m的原奧氏體晶粒。在從熔融線3向母材鋼板A側到O. 3mm為止的HAZ5 (粗晶粒HAZ4)中含有I 3個原奧氏體晶粒。換而言之，在本發明中，粗晶粒HAZ4是通過焊接被加熱到奧氏體溫度區、結果原奧氏體晶粒徑達到100 μ m以上的區域。本發明人們從厚壁焊接鋼管的HAZ5采取試驗片，評價了一 60°C時的韌性，結果得到了在粗晶粒HAZ4中容易發生脆性斷裂的見解。圖2是用于說明厚壁焊接鋼管的粗晶粒HAZ4的組織的示意圖，是用于說明原奧氏體晶粒的晶界附近的MA和板條狀貝氏體的圖。在圖2中，符號6表示原奧氏體晶界，符號7表示板條狀貝氏體，符號8表示MA。圖2示出在粗晶粒HAZ4中兩個原奧氏體晶粒G1、G2夾著原奧氏體晶界6地相接的狀態。如上所述，在粗晶粒HAZ4中，在縫焊時產生的奧氏體晶粒在冷卻后成為原奧氏體晶粒。而且，在鄰接的原奧氏體晶粒Gl、G2彼此之間，原奧氏體晶界6成為痕跡而顯現。在粗晶粒HAZ4中，在原奧氏體晶界6及原奧氏體晶粒的內部生成板條狀貝氏體7、MA8。在厚壁焊接鋼管中，為了兼顧母材強度和韌性，較多地添加Mn或Mo等淬透性元素。因此,在粗晶粒HAZ4中，如圖2所示,容易從原奧氏體晶界6生成板條狀貝氏體7。圖2所示的板條狀貝氏體7是在板條狀的鐵素體之間生成滲碳體而形成的組織。 在焊接后的粗晶粒熱影響區4的冷卻速度慢的情況下，C在生成的板條狀貝氏體7的之間濃縮，因此如圖2所示，生成馬氏體和奧氏體的MA8。
本發明人對粗晶粒熱影響區4的MA8的分布狀態與脆性斷裂的起點的對應進行了詳細調查。其結果查明在圖2所示的MA8中，與原奧氏體晶界6鄰接的MA9成為斷裂的起點。夾著原奧氏體晶界6朝各原奧氏體晶粒的內部分別生成的板條狀貝氏體7的晶體取向相互大為不同。因此，原奧氏體晶界6成為大傾角晶界。所以，認為與原奧氏體晶界6鄰接的MA9容易成為斷裂的起點。另外，大傾角晶界定義為方位差為15°以上的晶界，可通過EBSP分析來判定。另一方面，可知在原奧氏體晶粒的晶粒內，在板條狀貝氏體7之間生成的MA8不成為脆性斷裂的起點。其理由認為是，如圖2所示，由于原奧氏體晶粒的晶粒內生成的MA8彼此的晶體取向大致相同，MA8彼此間存在的晶界沒有形成大傾角晶界。本發明人又進行了反復研究，結果發現為了得到具有優良的低溫韌性的厚壁焊接鋼管，在粗晶粒HAZ4的金屬組織中，必須是晶界鐵素體的面積率為I. 5%以上，晶界鐵素體和晶內鐵素體的總面積率為11%以上且90%以下，MA8的面積率為10%以下，剩余部分為 貝氏體。圖3是用于說明本發明的厚壁焊接鋼管的粗晶粒HAZ4的金屬組織的示意圖。如圖3所示，在本發明的厚壁焊接鋼管的粗晶粒HAZ4中，包含原奧氏體晶界6處生成的晶界鐵素體10和原奧氏體晶粒內生成的晶內鐵素體11。晶界鐵素體10為在通過焊接時的再加熱而生成的奧氏體晶粒被冷卻時，在原奧氏體晶界6的位置生成核并進行晶粒生長而得到的鐵素體。晶內鐵素體11是在奧氏體晶粒被冷卻時，以原奧氏體晶粒內部的微細夾雜物為核而生成的鐵素體。在粗晶粒HAZ4的原奧氏體晶界6上生成的晶界鐵素體10成為斷裂裂紋傳播的阻力。如上所述，在粗晶粒HAZ4中，從原奧氏體晶界6朝各原奧氏體晶粒G1、G2的內部，在晶體取向相互不同的狀態下，生成板條狀貝氏體7、MA9。通過存在晶界鐵素體10，在原奧氏體晶界6的位置，晶界鐵素體10可進入如此晶體取向相互不同的板條狀貝氏體7、MA9之間。該晶界鐵素體10成為斷裂裂紋傳播的阻力，粗晶粒HAZ4的低溫韌性提高。為了有效地提高一 60°C時的粗晶粒HAZ4的低溫韌性，晶界鐵素體10的面積率在
I.5%以上是必要的。晶界鐵素體10的面積率如圖3所示，以在粗晶粒HAZ4的斷面組織中晶界鐵素體10出現的面積率(與原奧氏體晶界6相接的鐵素體的面積率)來定義。在晶界鐵素體10的面積率低于I. 5%時，晶界鐵素體10的斷裂傳播阻力不充分，因此I. 5%以上是必要的。此外，由原奧氏體晶粒內的氧化物生成的粗晶粒HAZ4的晶內鐵素體11微細，成為斷裂裂紋傳播的阻力，提高脆性斷裂阻力，使低溫韌性提高。此外，伴隨著晶內鐵素體11的生成，滲碳體析出，因而可抑制粗大的MA8的生成。通過原奧氏體晶界6中的晶界鐵素體10和晶內鐵素體11充分存在，可得到一60°C時的韌性優良的厚壁焊接鋼管。在本發明的厚壁焊接鋼管中，為了確保一 60°C時的韌性，在粗晶粒HAZ4的金屬組織中，晶界鐵素體10和晶內鐵素體11的總面積率在11%以上是必要的。另外，粗晶粒HAZ4的金屬組織中的晶內鐵素體11的面積率優選為O. 5%以上。隨著粗晶粒HAZ4的金屬組織中的晶界鐵素體10及晶內鐵素體11的面積率的增力口，可改善HAZ5的低溫韌性。可是，如果晶界鐵素體10及晶內鐵素體11的面積率的合計超過90%，則強度降低。因此，在本發明中，將粗晶粒HAZ4的金屬組織中的晶界鐵素體10及晶內鐵素體11的面積率的合計的上限規定為90%以下，優選規定為80%以下。此外，粗晶粒HAZ4的金屬組織中所含的貝氏體由圖2所示的板條狀貝氏體7和塊狀貝氏體(未圖示)構成。板條狀貝氏體7是在板條狀的鐵素體之間生成了滲碳體的組織。相互鄰接的板條狀貝氏體7彼此以相同的晶體取向生成，因而粗晶粒HAZ4的金屬組織所含的板條狀貝氏體7成為粗大的組織，使韌性劣化。所以，在本發明中，優選使粗晶粒HAZ4的板條狀貝氏體7的面積率在20%以下。塊狀貝氏體也被稱為顆粒貝氏體，是在塊狀的鐵素體之間生成了滲碳體的組織。此外，本發明人為了將粗晶粒HAZ4的金屬組織控制成晶界鐵素體10及晶內鐵素體11充分地生成、且MA8被抑制了的組織，對母材鋼板A的合金的成分進行了研究。在HAZ5中生成的貝氏體和MA8使韌性降低。因此，對母材鋼板A的合金的成分， 著眼于在提高淬透性的元素中含量高的Mn和對淬透性產生的效果顯著的Mo進行了研究。Mn作為提高母材鋼板的強度的廉價的元素是有用的，抑制HAZ5的鐵素體生成的效果比較小。另一方面，Mo是以微量對提高母材強度有用的元素，但顯著抑制HAZ5的鐵素體生成。因此，為了確保HAZ5的韌性，應抑制含量。本發明人為了確定Mn及Mo的含量，制作了 Mn及Mo的含量不同的多個板厚為25 45mm的母材鋼板。然后，本發明人采用各母材鋼板進行埋弧焊，制作接頭，評了價低溫韌性。埋弧焊從表面及背面各進行一層。低溫韌性按照JIS Z 2242在一 60°C下進行夏氏沖擊試驗，測定V型缺口試驗片的夏氏吸收能而進行評價。V型缺口試驗片按照JIS Z 3128制成。圖4是用于說明V型缺口試驗片的采取位置的圖。在圖4中，符號I表示外表面焊縫金屬(焊縫金屬)，符號2表示內表面焊縫金屬(焊縫金屬)，符號3表示母材鋼板A與焊縫金屬1、2的熔融線。如圖4所示，V型缺口試驗片15的長度方向與母材鋼板A的寬度方向(厚壁焊接鋼管的周向)一致。以V型缺口試驗片15的中央成為熔融線3的位置的方式，切下V型缺口試驗片15。由此，在V型缺口試驗片15的中央形成的V型缺口 16與熔融線3相交。此外，V型缺口試驗片15是從母材鋼板A (厚壁焊接鋼管)的外表面側和內表面側分別在2mm深處采取的。然后，本發明人采用該V型缺口試驗片15進行了夏氏沖擊試驗，結果發現在Mn及Mo的含量滿足下述(式I)時，能夠確保HAZ5、特別是粗晶粒HAZ4的低溫韌性。I. 2325 彡(O. 85X [Mn] — [Mo])彡 I. 5215 (式 I)在(式I)中，[Mn]、[Mo]分別為Mn、Mo的含量[質量%]。采用由(O. 85X [Mn] — [Mo])為I. I I. 6的各鋼種制作的各V型缺口試驗片15，調查了粗晶粒HAZ4的低溫韌性。其結果是，得到圖5。如果(O. 85X[Mn] — [Mo])低于(式O的下限值，則抑制粗晶粒HAZ4的晶界鐵素體10的生成的Mo的影響增大。另一方面，如果(0.85X[Mn] - [Mo])超過(式I)的上限值，則Mn導致的淬透性的提高的效果增大。因此，在(O. 85 X [Mn] - [Mo])在(式I)的范圍外時，在粗晶粒HAZ4中未充分生成晶界鐵素體10，- 60°C時的粗晶粒HAZ4的夏氏吸收能低于60J，HAZ5的低溫韌性降低。此外，作為粗晶粒HAZ4的晶內鐵素體11的生成核，Ti的氧化物是適合的。所以，在本發明中，為了將粗晶粒HAZ4的金屬組織中的晶內鐵素體的面積率規定為O. 5%以上，在將母材鋼板A的合金的成分中的Al含量的上限限制在O. 015%以下的同時，含有O. 005
O.02%的Ti，生成微細的Ti氧化物。此外，Si及Al是促進MA8的生成的元素。在本發明中，為了使粗晶粒HAZ4的金屬組織中的MA8的面積率在10%以下，在將母材鋼板A的合金的成分中的Al含量的上限限制在O. 015%以下的同時，將Si的含量限制在O. 15%以下。此外，如果母材鋼板A的通過下述(式2)求出的Pcm超過O. 19，則在粗晶粒HAZ4中未充分生成晶內鐵素體11，粗晶粒HAZ4的低溫韌性變得不充分。Pcm—般為焊接性的指標，但也是影響淬透性的合金成分的關系式，也會影響厚壁焊接鋼管的金屬組織。如果淬透性增加，則容易生成粗晶粒HAZ4的板條狀貝氏體8。如果Pcm超過O. 19，則有時粗晶粒HAZ4的金屬組織中的板條狀貝氏體4的面積率無法成為20%以下，因此是不優選的。 Pcm = [C] + [Si] / 30 +([Mn] + [Cu] + [Cr] ) / 20 + [Ni] / 60 + [Mo] /15 + [V] / 10 (式 2)在(式2)中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分別為 C、Si、Mn、Cu、
Cr、Ni、Mo、V的含量[質量％]。另外，對于含量被限制的Mo、選擇性地含有的Si、Ni、Cu、Cr、V，在有意不含有時，在上述(式I)、(式2)中作為O計算。“母材鋼板的金屬組織”接著，對本發明的厚壁焊接鋼管的母材鋼板的金屬組織進行說明。壁厚為25 45mm的本發明的厚壁焊接鋼管的強度為了按API標準達到X60等級以上，需要在母材鋼板的金屬組織中生成低溫相變組織。低溫相變組織一般是馬氏體、貝氏體、MA的總稱。但是，在本發明的母材鋼板中，因熱軋后的冷卻速度慢而難生成馬氏體，低溫相變組織多為貝氏體、MA的一方或雙方。另一方面，如果母材鋼板的金屬組織僅為低溫相變組織，例如為貝氏體單相，則形成斜向斷口，韌性劣化，因而在母材鋼板的金屬組織中生成鐵素體是必要的。在本發明中，為了在一 60°C下確保韌性，母材鋼板的金屬組織由鐵素體和低溫相變組織構成，所述鐵素體以面積率計為30 95%。鐵素體的面積率為了提高韌性而規定為30%以上，為了確保強度而規定為95%以下。鐵素體的剩余部分為低溫相變組織，其中MA為對韌性施加不良影響的組織，因而以面積率計優選使其在10%以下。但是，由于母材鋼板的晶粒比HAZ微細，所以MA的不良影響多不成為問題。只要厚壁焊接鋼管的母材鋼板的金屬組織中鐵素體的面積率在50%以上，貝氏體的面積率在50%以下，則強度和韌性的平衡就變得更好。如果母材鋼板的金屬組織中含有的鐵素體的粒徑粗大，則有時分離變得顯著，母材鋼板的韌性劣化。所以，為了確保一 60°C時的韌性，優選將母材鋼板的鐵素體的粒徑規定為15μπι以下。為了提高低溫韌性，優選使母材鋼板的鐵素體的粒徑微細化。可是，本發明的厚壁焊接鋼管的壁厚為25mm以上。在板厚為25mm以上的鋼板中，熱軋的壓下比及冷卻速度有界限。所以，從制造成本的觀點出發，母材鋼板的鐵素體的粒徑的下限優選為2μπι以上。“母材鋼板的成分”接著，對本發明的厚壁焊接鋼管的母材鋼板的成分進行說明。另外，有關成分的％的表示，在不特別說明時都表示質量％。
母材鋼板的金屬 組織與淬透性的相關性強，在本發明中，通過由C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V的含量[質量％]根據上述(式2)求出的Pcm進行評價。在本發明中，為了兼顧母材鋼板及厚壁焊接鋼管的HAZ的強度和低溫韌性，滿足X60等級以上，在母材鋼板的合金成分中將Pcm規定為O. 16 O. 19。C是提高鋼的強度的元素。在本發明中，限制C的含量，通過形成鐵素體和貝氏體的混合組織，兼顧母材鋼板的強度和韌性。如果C含量低于O. 03%，則強度變得不充分。如果C含量超過O. 085%,則韌性劣化。因此，在本發明中使最佳的C量在O. 03 O. 085%的范圍。Si是脫氧元素，但在HAZ中是助長MA生成的元素。如果Si含量超過O. 15%，則MA的生成變得顯著，韌性劣化。因此在本發明中，使Si含量在0.15%以下。為了抑制MA的生成，Si含量優選為O. 10%以下。Mn作為脫氧劑使用，對于確保母材鋼板的強度和韌性是必要的。為了促進貝氏體的生成，得到強度，需要含有1.45%以上的Mn。優選含有I. 50%以上的Mn。另一方面，為了生成粗晶粒HAZ的晶界鐵素體，在本發明中，使Mn的含量的上限在I. 85%以下。優選Mn量為I. 80%以下。P是雜質元素，如果含有超過O. 02%則母材鋼板的韌性劣化。所以，P含量的上限為O. 02%以下。S是雜質元素，如果含有超過O. 005%則生成粗大的硫化物，使母材鋼板的韌性劣化。所以，S含量的上限為O. 005%以下。Al作為脫氧劑使用，但在本發明中，利用Ti氧化物作為晶內鐵素體的生成核，因此將Al含量的上限限制在O. 015%以下。此外，Al助長粗晶粒HAZ的MA的生成，因而優選將Al含量的上限限制在O. 010%以下。Ti使作為晶內相變的生成核有效地起作用的Ti的氧化物微細地分散，因此是重要的元素。為了發揮其效果，在本發明中，使Ti含量在O. 005%以上。可是，如果Ti量超過
O.020%則生成粗大的Ti的碳氮化物，損害韌性。所以，將Ti含量的上限規定為O. 020%以下。Ti量的優選的上限為O. 015%以下。Nb在使母材鋼板的組織細粒化的同時，生成微細的碳氮化物，因此為了確保強度和韌性是重要的元素。為了發揮其效果，需要含有O. 005%以上的Nb。可是，如果Nb含量超過O. 050%則生成粗大的碳氮化物，韌性劣化。所以，將Nb含量的上限規定為O. 050%以下。Nb是提高鋼的淬透性的元素，為了促進粗晶粒HAZ的晶界鐵素體的生成，優選使Nb含量的上限在O. 025%以下。Mo是提高淬透性的元素，特別是對于壁厚厚的母材鋼板的強度和韌性的兼顧是有效的。可是，在本發明中，為了在粗晶粒HAZ中生成晶界鐵素體，將Mo含量的上限限制在
O.20%以下。此外，為了抑制粗晶粒HAZ的MA的生成，優選使Mo含量在O. 15%以下。O (氧)是鋼中不可避免地含有的元素。在本發明中，為了生成有助于晶內鐵素體的生成的微細的Ti氧化物，將母材鋼板的O含量規定為O. 0005 O. 005%。也就是說，在O含量低于O. 0005%時，不能生成足夠個數的Ti氧化物，在超過O. 005%時生成粗大的Ti氧化物，使韌性劣化。另外，母材鋼板的O含量與生成氧化物的鑄造時殘存于鋼中的氧量相等。進而，作為提高強度和韌性的元素，也可以在母材鋼板中含有Cu、Ni、Cr、V、Zr、Ta中的I種或2種以上。此外，這些元素在含量低于優選的下限時，不會特別地產生不良影響。Cu及Ni是在不損害韌性的情況下提高強度的有效的元素，為了得到其效果，優選將Cu及Ni的含量的下限規定為O. 05%以上。另一方面，為了抑制鋼坯加熱時及焊接時的裂紋，Cu及Ni的含量的上限優選規定為O. 70%以下。Cr、V、Zr、Ta是生成碳化物、氮化物，通過析出強化提高鋼的強度的元素，可以含有I種或2種以上。為了有效地提高強度，優選將Cr含量的下限規定為O. 02%以上，將V含量的下限規定為O. 01%以上，將Zr含量及Ta含量的下限都規定為O. 0001%以上。另一方面，如果過剩地添加Cr，則因淬透性的提高而使強度上升，有時損害韌性，因而優選將Cr含量的上限規定為I. 00%以下。此外，如果過剩地添加V、Zr、Ta則碳化物及氮化物粗大化，有時損害韌性，因而優選將V含量的上限規定為O. 10%以下，將Zr含量、Ta含量的上限都規 定為O. 050%以下。進而，為了通過控制夾雜物的形態謀求提高韌性，母材鋼板中也可以含有Mg、Ca、REM中的I種或2種以上。此外，這些元素在含量低于優選的下限時，也不會特別地產生不良影響。Mg是在氧化物的微細化、硫化物的形態控制中體現效果的元素。特別是，微細的Mg氧化物作為晶內相變的生成核發揮作用，并體現出作為釘扎粒子抑制粒徑粗大化的效果。為了得到這些效果，優選含有O. 0001%以上的Mg。另一方面，如果含有超過O. 0100%的量的Mg，則生成粗大的氧化物，使母材鋼板及鋼管的HAZ韌性劣化，因而優選將Mg含量的上限規定為0.0100%以下。Ca及REM對于控制硫化物的形態是有用的，是通過生成硫化物對朝軋制方向伸長的MnS的生成進行抑制、改善母材鋼板的板厚方向的特性、特別是耐層狀撕裂性的元素。為得到該效果，Ca含量、REM含量的下限都優選規定為0.0001%以上。另一方面，如果Ca含量、REM含量超過O. 0050%則粗大的氧化物增加，使韌性劣化，因而優選將Ca含量及REM含量的上限規定為O. 0050%以下。此外，本發明的厚壁焊接鋼管的母材鋼板的壁厚為25mm以上。在作為管線管使用時，為了防止內壓造成的斷裂，優選將母材鋼板的壁厚規定為30mm以上。另一方面，如果母材鋼板的壁厚超過45mm，則為提高強度而需要添加大量的合金，并且因焊接的線能量增大而難以確保強度及低溫韌性。所以，將本發明的厚壁焊接鋼管的母材鋼板的壁厚的上限規定為45mm以下。本發明以所謂的通用管線管即X60 70的焊接鋼管為對象，與周向對應的拉伸方向的屈服強度優選為635MPa以下。為了提高管線管的內壓，優選使與焊接鋼管的周向對應的拉伸方向的屈服強度在400MPa以上。另外，通常，與鋼管的周向對應的方向是母材鋼板的板寬方向。此外，本發明的厚壁焊接鋼管設想在寒冷地區的使用，一 60°C時的HAZ的夏氏吸收能為40J以上，更優選為80J以上。“焊縫金屬的成分組成”進一步對焊縫金屬的成分組成進行說明。C對于提高焊縫金屬的強度是非常有效的元素，優選含有O. 04%以上。可是，如果C含量過多，則容易發生焊接低溫裂紋，特別是，現場焊接部和縫焊相交的所謂的T型交叉部的HAZ有時發生硬化而損害韌性。因此，優選將焊縫金屬的C含量的上限規定為O. 09%以下。Si為了防止焊接缺陷即氣孔的發生而優選含有O. 01%以上。另一方面，如果過剩地添加Si則焊縫金屬的低溫韌性降低，因而優選將Si含量的上限規定為O. 35%以下。特別是在進行多次焊接的情況下，被再加熱的焊縫金屬的低溫韌性有時顯著劣化，因而優選將Si含量的上限規定為O. 30%以下。Mn對于確保焊縫金屬的強度和韌性的平衡是有效的元素，優選將Mn含量的下限規定為I. 5%以上。可是，如果大量含有Mn則助長偏析，損害焊縫金屬的低溫韌性，焊接中使用的焊絲的制造也困難，因而優選將Mn含量的上限規定為2. 0%以下。Al是在制造焊絲時為了良好地進行精煉及凝固而添加的元素。為了有效利用微細的Ti系氧化物，抑制焊縫金屬的粒徑的粗大化，優選使焊縫金屬的Al含量在O. 002%以上。可是，Al是促進MA的生成的元素，因而焊縫金屬的Al含量的優選的上限為O. 030%以下。Ti生成成為晶粒內相變的生成核的微細的氧化物，有助于焊縫金屬的粒徑的微細 化。Ti優選含有O. 003%以上。另一方面，如果大量地含有Ti則較多地生成Ti的碳化物，有時使低溫韌性劣化，因而優選將含量的上限規定為O. 030%。O是雜質，焊縫金屬中最終殘存的氧量多為O. 0005%以上。可是，在O超過O. 030%地殘存于焊縫金屬中時，生成粗大的氧化物，有時焊縫金屬的韌性降低。所以，優選將焊縫金屬的O含量的上限規定為O. 030%以下。通常，焊縫金屬的O含量通過埋弧焊中使用的焊劑來調整。P及S是雜質，為了降低焊縫金屬的低溫韌性的劣化及低溫裂紋敏感性，優選將P含量的上限規定為O. 02%以下，將S含量的上限規定為O. 005%以下。另外，從低溫韌性的觀點出發，P含量的更優選的上限為O. 01%以下。焊縫金屬優選進一步選擇性地含有Ni、Cr、Mo、V中的I種或2種以上。Ni是通過提高焊縫金屬的淬透性確保強度、進而提高低溫韌性的元素。為了得到效果，優選含有O. 2%以上的Ni。另一方面，如果Ni含量過多，則有時產生高溫裂紋，因而優選將Ni量的上限規定為I. 0%以下。Cr、Mo、V都是提高淬透性的元素，為了焊縫金屬的高強度，優選含有合計為O. 2%以上的其中的I種或2種以上的元素。另一方面，如果過剩地含有Cr、Mo、V則焊縫金屬的淬透性過高，有時損害低溫韌性。所以，優選將Cr、Mo、V中的I種或2種以上的合計的含量的上限規定為1.0%以下。焊縫金屬為了進一步提高淬透性，也可以含有B。B是顯著提高焊縫金屬的淬透性的元素，為了確保強度，優選含有O. 0001%以上。另一方面，如果過剩地含有B則有時損害焊縫金屬的韌性，因此優選將B含量的上限規定為O. 0050%以下。焊縫金屬因來自母材鋼板的稀釋，有時含有上述以外的元素，例如作為母材鋼板的必需元素的Nb、選擇性地添加到母材中的Cu、Zr、Ta、Mg、Ca、REM等。此外，焊縫金屬有時含有為順利地進行焊絲的精煉及凝固而根據需要添加的Zr、Nb、Mg等元素。這些是不可避免地含有的雜質。“厚壁焊接鋼管的制造方法”接著，對本發明的厚壁焊接鋼管的制造方法進行說明。首先，對母材鋼板的制造方法進行說明。
在將調整到上述母材鋼板的成分的鋼熔煉后進行鑄造，形成鋼坯。鑄造可按常規方法進行，但從生產性的觀點出發，優選連續鑄造。鋼坯為了熱軋而被加熱。在熱軋時，將鋼坯加熱至鋼組織成為奧氏體的溫度區。在本發明中的母材鋼板的化學成分中，鋼組織成為奧氏體的Ac3不超過950°C，因而將熱軋的加熱溫度規定為950°C以上。為了使母材鋼板的晶粒微細化，將鋼坯的加熱溫度的上限規定為1150°C以下。此外，為了促進熱軋后的鐵素體相變，優選以低的溫度進行熱軋，增加蓄積的應變量。所以，優選降低熱軋的加熱溫度，IlOO0C以下為更優選的鋼坯的加熱溫度的上限。熱軋也可以在從加熱爐取出鋼坯后立即開始。所以軋制開始溫度沒有特別規定。由于在鋼組織成為奧氏體單相的溫度以上進行熱軋，因此熱軋的結束溫度規定為Ar3以上。如果在低于Ar3的結束溫度下進行熱軋，則因經加工的鐵素體生成，韌性降低，或者形成由特定的方位聚集而成的織構，有時母材鋼板的材質的各向異性變得顯著。從使母材鋼板的晶粒微細化的觀點出發，優選將在促進再結晶的溫度區(再結晶溫度區)即超過900°C的溫度下的熱軋的壓下比規定為2.0以上。再結晶溫度區的壓下比是鋼坯的厚度與超過900°C時的最終軋制后的板厚的比。在進行熱軋時，如果提高低溫度下的壓下比，則能夠使晶粒微細化。特別是，900°C以下為可抑制再結晶的溫度區(未再結晶區)，為了在水冷后促進鐵素體相變，優選提高900°C以下的熱軋中的壓下比。為了使母材鋼板的鐵素體的粒徑在15μπι以下，優選使熱軋的900°C以下的壓下比在2. 5以上。進而，為了使鐵素體的粒徑微細化，優選使熱軋的900°C以下的壓下比在3. O以上。900°C以下的壓下比是將900°C以下的軋制開始前的板厚除以熱軋結束后的板厚而得出的比。另外，超過900°C時的最終的軋制后的板厚與開始900°C以下的軋制之前的板厚結果為相同的數值。此外，熱軋的在未再結晶區及再結晶區的壓下比的上限沒有規定，但如果考慮到軋制前的鋼坯的板厚和軋制后的鋼板的板厚，通常為12.0以下。
在熱軋終止后，為了將母材鋼板的組織形成鐵素體和貝氏體混合的組織而實施水冷。如果水冷的停止溫度過高則生成珠光體，因而將水冷的停止溫度規定為600°C以下。水冷停止溫度的下限沒有規定，也可以冷卻到室溫，但如果考慮到氫致缺陷，則優選規定為150°C以上。將如此得到的母材鋼板成形成管狀，將管狀的母材鋼板的端部(縫)對接，通過從內表面及外表面的埋弧焊進行縫焊，形成厚壁焊接鋼管。在本發明中，優選下述的UOE工序，該工序對母材鋼板按C字狀、U字狀、O字狀的順序進行壓制成形(U0工序)，在將母材鋼板的端部對接并通過埋弧焊進行了縫焊后，采用擴管器等對得到的厚壁焊接鋼管進行擴管。在本發明的厚壁焊接鋼管的制造方法中，在將母材鋼板的端部對接后進行埋弧焊的工序優選是在將母材鋼板的端部對接并從內表面進行了埋弧焊后、再從外表面進行埋弧焊的工序。埋弧焊的線能量對粗晶粒HAZ的組織有較大的影響。此外，在本發明中，為了使焊接后的冷卻速度與通常相比減慢，有意地提高埋弧焊的線能量。本發明人從焊接后的粗晶粒HAZ的冷卻速度對鐵素體及MA向粗晶粒HAZ中的原奧氏體晶界的生成產生影響的觀點出發，研究了埋弧焊的線能量與母材鋼板的壁厚的關系。本發明人采用板厚為25 40mm的母材鋼板，從表面及背面各進行一層埋弧焊，制作多個接頭。然后，本發明人對多個接頭觀察了粗晶粒HAZ的組織，調查了埋弧焊的線能量及母材鋼板的板厚與粗晶粒HAZ的組織的關系。本發明人將先焊接的一側的線能量規定為內表面焊接線能量JiLJ / Cm]，將后焊接的一側的線能量規定為外表面焊接線能量JjJ / cm]，通過整理與板厚t的關系，評價了對粗晶粒HAZ的組織的影響。其結果是，本發明人得到了以下見解為了確保粗晶粒HAZ的晶界鐵素體，抑制MA的生成，滿足下述(式3)及(式4)的關系是必要的。- 2. 3 ^ J1 - I. 75t ^ 27. 8 (式 3)- 9. 6 ^ J0 - 2. 42t ^ 20. 6 (式 4) 上述(式3)及(式4)對于控制粗晶粒HAZ的組織是必要的，認為其理由如下。如果(J1- I. 75t)及/或(J。一 2. 42t)減小，則焊接后的冷卻速度加快。如果(J1 - I. 75t)及/或(J。一 2. 42t)低于上述范圍，則不能確保晶界鐵素體。另一方面，如果(J1- 1.75t)及/或(J。一 2.42t)增大，則焊接后的冷卻速度減慢。如果(J1- 1.75t)及/或(J。一 2. 42t)超過上述范圍，則容易生成MA，不能抑制MA的生成。如果(J1 — I. 75t)在上述(式3)的范圍內，(J。— 2. 42t)在上述(式4)的范圍內，則可確保粗晶粒HAZ的金屬組織的晶界鐵素體及晶內鐵素體，同時抑制MA的生成。也就是說，為了在粗晶粒HAZ的金屬組織中確保面積率為O. 1%以上的晶界鐵素體，需要將(J1 - I. 75t)規定為一 2. 3以上，將(J。- 2. 42t)規定為一 9.6以上。此外，為了在粗晶粒HAZ的金屬組織中使MA的面積率在10%以下，需要將(J1 - I. 75t)規定為27. 8以下，將(J。- 2. 42t)規定為20. 6以下。此外，焊絲考慮到母材鋼板導致的成分的稀釋，為了將焊縫金屬的成分組成規定在上述范圍，優選規定為以下的成分。也就是說，成分組成為，以質量％計含有C :0. 01 O. 12%、Si :0. 05 O. 5%、Mn
I.O 2. 5%、Ni 2. O 8. 5%，還含有Al :0. 1%以下、Ti :0. 05%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的雜質。進而，焊絲可以含有B :0. 001 O. 005%,也可以在Cr + Mo + V :1. O 5. 0%的范圍內含有Cr、Mo、V中的I種或2種以上。此外，在本發明中，為了提高厚壁焊接鋼管的圓度，優選對在縫焊后得到的厚壁焊接鋼管進行擴管。在通過擴管提高厚壁焊接鋼管的圓度時，由于需要使其變形到塑性區，因此優選將擴管率規定為O. 7%以上。擴管率是用百分率表示將擴管后的厚壁焊接鋼管的外周長與擴管前的厚壁焊接鋼管的外周長的差除以擴管前的厚壁焊接鋼管的外周長而得出的值。如果擴管率超過2%，則母材鋼板及焊縫金屬都因塑性變形而使韌性劣化。所以，優選將擴管率規定為O. 7 2. 0%。實施例以下，通過實施例對本發明的效果進行具體的說明。對具有表I的化學成分的鋼種A R的鋼進行鑄造，形成240mm厚的鋼坯。鋼種A M為本發明例，鋼種N R為比較例。另外，表I中，(式I)為0.85X [Mn] — [Mo]([Mn]、[Mo]為Mn、Mo的含量[質量％])。空欄表示不有意添加元素。下劃線表示在本發明的范圍外。
權利要求
1. 一種低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其是通過對成形成管狀的母材鋼板進行縫焊而成的具有粗晶粒HAZ的壁厚為25 45mm的厚壁焊接鋼管，其中， 所述母材鋼板具有如下的成分組成 以質量％計含有 C 0. 03% O. 085%、Mn 1. 45% I. 85%、Ti 0. 005 O. 020%、 Nb 0. 005 O. 050%、O 0. 0005 O. 005%, 將以下元素限制在Si 0. 15% 以下、Al 0. 015% 以下、P 0. 02% 以下、S 0. 005% 以下、Mo 0. 20% 以下， 且Mn及Mo的含量滿足下述式1，通過下述式2求出的Pcm為O. 16 O. 19，剩余部分包含Fe及不可避免的雜質； 所述母材鋼板的金屬組織由鐵素體和低溫相變組織構成，所述鐵素體以面積率計為30 95% ； 在所述粗晶粒HAZ的金屬組織中，晶界鐵素體的面積率為I. 5%以上，晶界鐵素體和晶內鐵素體的總面積率為11%以上且90%以下，MA的面積率為10%以下，剩余部分由貝氏體構成，1.2325 ( (O. 85X [Mn] — [Mo] ) ( I. 5215 (式 I)Pcm = [C] + [Si] / 30 +([Mn] + [Cu] + [Cr] ) / 20 + [Ni] / 60 + [Mo] / 15 +[V] / 10 (式 2) 在式 2 中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分別為 C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V的以質量％表示的含量。
2.根據權利要求I所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述母材鋼板的金屬組織的鐵素體的粒徑為2 15 μ m。
3.根據權利要求I所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述粗晶粒HAZ的金屬組織的貝氏體由板條狀貝氏體和塊狀貝氏體構成，所述板條狀貝氏體的面積率為20%以下。
4.根據權利要求I所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述母材鋼板以質量％計還含有以下元素中的一種或兩種Cu 0. 70% 以下、Ni 0. 70% 以下。
5.根據權利要求I所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述母材鋼板以質量％計還含有以下元素中的I種或2種以上Cr 1. 00% 以下、V:0. 10% 以下、Zr 0. 050% 以下、Ta 0. 050% 以下。
6.根據權利要求I所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述母材鋼板以質量％計還含有以下元素中的I種或2種以上Mg 0. 0100% 以下、Ca :0. 0050% 以下、REM :0. 0050% 以下。
7.根據權利要求I所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述厚壁焊接鋼管的將周向作為拉伸方向時的屈服強度為400 635MPa，一 60°C時的所述粗晶粒HAZ的夏氏吸收能為60J以上。
8.根據權利要求I所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管，其中，所述厚壁焊接鋼管的焊縫金屬以質量％計含有，C :0. 04% O. 09%、Si 0. 01% O. 35%、 Mn : I. 5% 2. 0%、Al :0.002% O. 030%、Ti :0.003% O. 030%、O :0. 0005% O. 030%, 將以下元素限制在P 0. 02% 以下、S :0. 005% 以下， 進而，以質量％計還含有以下元素中的I種或2種以上Ni :0. 2% I. 0%、Cr + Mo + V :0. 2% I. 0%、B 0. 0001 O. 0050%, 剩余部分包含鐵及不可避免的雜質。
9.一種低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管的制造方法，其對下述鋼進行鑄造，將得到的鋼坯加熱至950 1150°C，在Ar3以上的結束溫度下進行熱軋，水冷到600°C以下，將得到的母材鋼板成形成管狀， 所述鋼具有如下的成分組成 以質量％計含有 C :0. 03% O. 085%、Mn :1. 45% I. 85%、Ti :0.005 O. 020%、Nb :0. 005 O. 050%、O:0. 0005 O. 005%, 將以下元素限制在Si 0. 15% 以下、Al 0. 015% 以下、P 0. 02% 以下、S 0. 005% 以下、Mo 0. 20% 以下， 且Mn及Mo的含量滿足下述式1，通過下述式2求出的Pcm為O. 16 O. 19，剩余部分包含Fe及不可避免的雜質； 在使所述母材鋼板的端部對接，通過從內表面及外表面的埋弧焊進行縫焊時，以從所述內表面的埋弧焊的線能量J1、從所述外表面的埋弧焊的線能量Jtj和板厚t滿足下述式3 及式4的關系的方式進行縫焊，其中，J1及Jtj的單位為kj / cm, t的單位為mm，I.2325 ( (O. 85X [Mn] — [Mo] ) ( I. 5215 (式 I)Pcm = [C] + [Si] / 30 +([Mn] + [Cu] + [Cr] ) / 20 + [Ni] / 60 + [Mo] / 15 +[V] / 10 (式 2) 這里，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分別為 C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V的以質量％表示的含量，—2. 3 彡 J1 — I. 75t 彡 27. 8 (式 3)-9. 6 ^ J0 - 2. 42t ^ 20. 6 (式 4)。
10.根據權利要求10所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管的制造方法，其中，使在900°C以下的壓下比為2.0以上進行熱軋。
11.根據權利要求10所述的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管的制造方法，其中，將所述母材鋼板成形成管狀的工序是將母材鋼板按C字狀、U字狀、O字狀的順序成形的UO工序，并且該制造方法還具備在將母材鋼板的端部縫焊后對得到的厚壁焊接鋼管進行擴管的工序。
12.—種厚壁焊接鋼管用鋼板，其是用于制造厚壁焊接鋼管的壁厚為25 45mm的鋼板，其中， 所述鋼板具有如下的成分組成 以質量％計含有 C 0. 03% O. 085%、Mn 1. 45% I. 85%、Ti 0. 005 O. 020%、Nb 0. 005 O. 050%、O0. 0005 O. 005%, 將以下元素限制在Si 0. 15% 以下、Al 0. 015% 以下、P 0. 02% 以下、S 0. 005% 以下、Mo 0. 20% 以下， 且Mn及Mo的含量滿足下述式1，通過下述式2求出的Pcm為O. 16 O. 19，剩余部分包含Fe及不可避免的雜質，I. 2325 ≤(O. 85X [Mn] — [Mo] ) ≤ I. 5215 (式 I)Pcm = [C] + [Si] /30+( [Mn] + [Cu] + [Cr] )/20+ [Ni] / 60 + [Mo] / 15 +[V] / 10 (式 2) 在式 2 中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]分別為 C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V的以質量％表示的含量。
13.根據權利要求12所述的厚壁焊接鋼管用鋼板，其中，金屬組織的鐵素體的粒徑為2 15 μ m0
全文摘要
本發明提供一種低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管。本發明的低溫韌性優良的厚壁焊接鋼管中，Mn及Mo的含量滿足下述(式1)，通過下述(式2)求出的Pcm為0.16～0.19，母材鋼板的金屬組織由鐵素體和低溫相變組織構成，所述鐵素體以面積率計為30～95%，在粗晶粒HAZ的金屬組織中，晶界鐵素體的面積率為1.5%以上，晶界鐵素體和晶內鐵素體的總面積率為25%以上且90%以下，MA的面積率為10%以下，剩余部分由貝氏體構成。1.2325≤(0.85×[Mn]－[Mo])≤1.5215(式1)；Pcm＝[C]＋[Si]／30＋([Mn]＋[Cu]＋[Cr])／20＋[Ni]／60＋[Mo]／15＋[V]／10(式2)。
文檔編號C22C38/58GK102639741SQ201180004801
公開日2012年8月15日 申請日期2011年9月13日 優先權日2010年9月14日
發明者原卓也, 土井直己, 山下英一, 筱原康浩 申請人:新日本制鐵株式會社