本發(fā)明涉及300℃以下的涂覆處理后的材質(zhì)劣化小的管線管用鋼材及其制造方法以及焊接鋼管，涉及在pH5以上的濕潤硫化氫環(huán)境中具有優(yōu)良的耐HIC特性的API X60～X70級的管線管用鋼材。
背景技術(shù)：
近年來，對于作為天然氣、原油的輸送用途使用的管線管，為了通過高壓作業(yè)提高輸送效率而要求高強度化。要求即使因凍害(Ice Gouging)、地基變動而產(chǎn)生較大變形也能夠防止龜裂的發(fā)生的高變形能力。例如，對于鋪設(shè)在發(fā)生凍害的寒冷的海底或地震地帶的管線管而言，要求在高均勻伸長率的基礎(chǔ)上具有90％以下的低屈服比的管線管。
管線管所使用的UOE鋼管、ERW鋼管這樣的焊接鋼管是將鋼板冷成形為管狀，將對接部焊接后，通常從防腐蝕的觀點出發(fā)，對鋼管外表面實施涂覆處理。但是，存在如下問題：由于制管時的加工應變和涂覆處理時的加熱而產(chǎn)生應變時效硬化現(xiàn)象，屈服應力升高，鋼管的屈服比與鋼板的屈服比相比增大。
另外，用于輸送含有硫化氫的天然氣、原油的管線管中，通過鋼與硫化氫的反應產(chǎn)生的氫有時會侵入鋼中而發(fā)生開裂。因此，除了強度、高均勻伸長率化、低屈服比化、耐應變時效特性之外，還要求耐氫致開裂性(耐HIC性)。
作為低屈服比化、高均勻伸長率化的方法，已知使鋼材的金屬組織為在鐵素體這樣的軟質(zhì)相中適度分散有貝氏體、馬氏體等硬質(zhì)相的組織的方法是有效的。另外，作為防止氫致開裂的方法，已知減少偏析傾向高的P等的方法是有效的。另一方面，伴隨氣田開發(fā)的擴大，酸性環(huán)境(pH、硫化氫分壓)也擴大，溫和酸性環(huán)境(濕潤硫化氫環(huán)境)受到關(guān)注。在pH5以上的酸度較低的環(huán)境、即所謂的溫和酸性環(huán)境下，已知通過向鋼中添加Cu、在鋼材上形成保護覆膜來抑制氫向鋼中侵入的方法是有效的。
作為獲得在軟質(zhì)相中適度分散有硬質(zhì)相的組織的制造方法，在專利文獻1中公開了在淬火與回火的中間實施自鐵素體與奧氏體的兩相區(qū)起的淬火的熱處理方法。
另外，作為在不進行專利文獻1中公開的復雜熱處理的情況下實現(xiàn)低屈服比化的技術(shù)，在專利文獻2中公開了如下方法：在Ar3以上的溫度下結(jié)束鋼材的軋制，并控制之后的加速冷卻速度和冷卻停止溫度，由此形成針狀鐵素體與馬氏體的兩相組織，從而實現(xiàn)低屈服比化。
關(guān)于耐應變時效特性，例如，在專利文獻3和4中公開了一種耐應變時效特性優(yōu)良的低屈服比高強度高韌性鋼管及其制造方法，該鋼管活用了含有Ti和Mo的復合碳化物的微細析出物、或含有Ti、Nb、V中的任意兩種以上的復合碳化物的微細析出物。
另外，在專利文獻5中，作為實現(xiàn)API 5L X70以下的耐應變時效特性優(yōu)良的低屈服比高強度高均勻伸長率而不會使鋼材的合金元素的添加量大幅增加的方法，公開了通過在加速冷卻后立即進行再加熱而形成貝氏體、多邊形鐵素體和島狀馬氏體(MA)的三相組織的方法。
另外，在專利文獻6中，作為得到X65以上的由鐵素體與貝氏體的兩相組織構(gòu)成的鋼材的耐HIC特性的方法，公開了減小鐵素體與貝氏體的硬度差的方法。
現(xiàn)有技術(shù)文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開昭55-97425號公報
專利文獻2：日本特開平1-176027號公報
專利文獻3：日本特開2005-60839號公報
專利文獻4：日本特開2005-60840號公報
專利文獻5：日本特開2011-74443號公報
專利文獻6：日本特開2003-301236號公報
技術(shù)實現(xiàn)要素：
發(fā)明所要解決的問題
在專利文獻1記載的熱處理方法中，通過適當選擇兩相區(qū)淬火溫度，能夠?qū)崿F(xiàn)低屈服比化。但是，熱處理工序數(shù)增加，因此存在導致生產(chǎn)率的降低、制造成本的增加的問題。
另外，在專利文獻2記載的技術(shù)中，如其實施例所示，為了制成拉伸強度為490N/mm2(50kg/mm2)以上的鋼材，需要設(shè)定為提高鋼材的碳含量或增加其他合金元素的添加量的成分組成。因此，不僅導致原材成本的升高，而且焊接熱影響部韌性的劣化成為問題。此外，對于UOE鋼管、ERW鋼管這樣的焊接鋼管而言，如上所述，在將鋼板冷成形為管狀并將對接部焊接后，通常從防腐蝕等觀點出發(fā)，對鋼管外表面實施涂覆，因此，由于制管時的加工應變和涂覆處理時的加熱而產(chǎn)生應變時效硬化，屈服應力升高。因此，在專利文獻2的技術(shù)中，即使實現(xiàn)原材鋼板的低屈服比化，也難以實現(xiàn)涂覆處理后的低屈服比化。
在專利文獻3或4記載的技術(shù)中，耐應變時效特性得到改善，但是，如其實施例所示，未對板厚為26mm以上的厚壁時的強度的確保進行研究。板厚為26mm以上的厚壁時，因厚壁所帶來的冷卻速度降低而難以高強度化，尚未開發(fā)出兼具API 5L X65～X70、厚壁、高變形能力、耐應變時效特性、耐溫和酸性性能的多規(guī)格材料。
此外，在專利文獻5記載的技術(shù)中，如其實施例所示，雖然在應變時效處理后實現(xiàn)了85％以下的低屈服比化，但擔心會發(fā)生濕潤硫化氫環(huán)境下的氫致開裂。
在專利文獻6記載的技術(shù)中，在pH3.3以上的濕潤硫化氫環(huán)境中具有優(yōu)良的耐HIC。但是，需要減小鐵素體與貝氏體的硬度差，因此，擔心無法實現(xiàn)低屈服比化。另外，對于在溫和酸性環(huán)境下使用的焊接鋼管而言，適應于嚴苛的酸性環(huán)境下的鋼成分的潔凈化等材料設(shè)計過度，制造成本的升高成為問題。
因此，本發(fā)明的目的在于提供在pH5以上的濕潤硫化氫環(huán)境中顯示優(yōu)良的耐HIC特性、即使在涂覆處理后屈服比也低的API 5L X60～X70級的高變形能力管線管用鋼材及其制造方法以及焊接鋼管。
用于解決問題的方法
為了解決上述問題，本發(fā)明人對適當?shù)某煞纸M成和鋼材的制造方法、特別是控制軋制和控制軋制后的加速冷卻這樣的制造工藝進行了深入研究，結(jié)果得到了以下的見解。
(a)通過適量添加Cu、不含有Mo或者即使含有Mo也設(shè)定為0.01％以下，能夠使耐HIC特性提高。
(b)在加速冷卻過程中，適當控制冷卻開始溫度，在貝氏體相變中途、即在存在未相變奧氏體的溫度范圍內(nèi)停止冷卻，然后從貝氏體相變結(jié)束溫度(以下記載為Bf點)以上起進行再加熱，由此，使鋼板的金屬組織成為在鐵素體和貝氏體的混合相中均勻地生成有作為硬質(zhì)相的島狀馬氏體(Martensite-Austenite constituent，以下記載為MA)的三相組織，能夠?qū)崿F(xiàn)應變時效處理前和應變時效處理后(以下，有時也稱為“應變時效處理前后”)的低屈服比化。
(c)通過將加速冷卻中的冷卻開始溫度和冷卻停止溫度設(shè)定為適當?shù)臏囟?，能夠減少固溶C，因此，能夠抑制應變時效后的屈服比的升高。
本發(fā)明是對上述見解進一步進行研究而完成的，本發(fā)明如下所述。
[1]一種耐應變時效特性和耐HIC特性優(yōu)良的高變形能力管線管用鋼材，其中，
作為成分組成，具有以質(zhì)量％計含有C：0.030～0.100％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.5～2.5％、P：0.015％以下、S：0.002％以下、Cu：0.20～1.00％、Mo：0.01％以下、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.040％、Al：0.10％以下、N：0.007％以下且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的成分組成，
金屬組織具有鐵素體、貝氏體和島狀馬氏體，上述島狀馬氏體的面積百分率為0.5～5.0％，上述鐵素體與上述貝氏體的硬度差以維氏硬度計為60以上，
在300℃以下的溫度的應變時效處理前和應變時效處理后，均勻伸長率分別為9％以上且屈服比分別為90％以下。
[2]如[1]所述的耐應變時效特性和耐HIC特性優(yōu)良的高變形能力管線管用鋼材，其中，上述成分組成中，進一步以質(zhì)量％計含有Ni：0.02～0.50％、Cr：1.00％以下、V：0.10％以下、Ca：0.0050％以下、B：0.0050％以下中的一種或兩種以上。
[3]一種耐應變時效特性和耐HIC特性優(yōu)良的高變形能力管線管用鋼材的制造方法，所述鋼材的金屬組織具有鐵素體、貝氏體和島狀馬氏體，上述島狀馬氏體的面積百分率為0.5～5％，上述鐵素體與上述貝氏體的硬度差以維氏硬度計為60以上，在300℃以下的溫度的應變時效處理前和應變時效處理后，均勻伸長率分別為9％以上且屈服比分別為90％以下，所述制造方法中，
將具有[1]或[2]所述的成分組成的鋼加熱至1000～1300℃的溫度，在Ar3點以上的軋制結(jié)束溫度下進行熱軋后，以5℃/秒以上的冷卻速度從(Ar3-50)～(Ar3+30)℃的冷卻開始溫度起加速冷卻至450～650℃的冷卻停止溫度，然后立即以0.5℃/秒以上的升溫速度再加熱至550℃～750℃。
[4]一種焊接鋼管，其以[1]或[2]所述的鋼材作為原材。
發(fā)明效果
根據(jù)本發(fā)明，可以得到在pH5以上的濕潤硫化氫環(huán)境中顯示優(yōu)良的耐HIC特性、即使在300℃以下的涂覆處理后屈服比也低的API 5L X60～X70級的高變形能力管線管用鋼材。
需要說明的是，本發(fā)明中的耐應變時效特性是指即使實施300℃以下的溫度的熱處理也能夠抑制屈服比的過度升高的特性。另外，本發(fā)明中的耐HIC特性是指在pH5以上的濕潤硫化氫環(huán)境中不發(fā)生氫致開裂的特性。另外，高變形能力是指滿足均勻伸長率為9％以上且屈服比為90％以下的特性。
具體實施方式
以下，對本發(fā)明具體地進行說明。
1.成分組成
以下，對本發(fā)明的鋼材的成分組成的限定理由進行說明。需要說明的是，表示成分組成的單位的％全部意味著質(zhì)量％。
C：0.030～0.100％
C是以碳化物的形式有助于析出強化的元素。C低于0.030％時，MA(島狀馬氏體)的生成不足，因此，無法確保充分的強度，除此之外，無法以規(guī)定量確保鐵素體與貝氏體的硬度差，因此，屈服比變大。C超過0.100％時，導致韌性和焊接性的劣化、應變時效所引起的屈服比的升高。因此，將C含量規(guī)定為0.030～0.100％。優(yōu)選C含量為0.05％以上。另外，優(yōu)選C含量為0.09％以下。
Si：0.01～0.50％
Si是為了脫氧而含有的。Si低于0.01％時，脫氧效果不充分。Si超過0.50％時，導致韌性、焊接性的劣化。因此，將Si含量規(guī)定為0.01～0.50％。優(yōu)選Si含量為0.01～0.3％。
Mn：0.5～2.5％
Mn是為了強度、韌性而含有的。Mn低于0.5％時，其效果不充分，另外，MA(島狀馬氏體)不足，因此屈服比變大。因此，Mn含量設(shè)定為0.5％以上，從基于MA生成的低屈服比化的觀點出發(fā)，優(yōu)選為1.2％以上，更優(yōu)選為1.5％以上。另一方面，Mn超過2.5％時，韌性和焊接性劣化。因此，將Mn含量規(guī)定為2.5％以下，優(yōu)選為2.0％以下。
P：0.015％以下
P是使焊接性和耐HIC特性劣化的不可避免的雜質(zhì)元素。因此，將P含量規(guī)定為0.015％以下。優(yōu)選P含量為0.010％以下。
S：0.002％以下
S通常在鋼中形成MnS夾雜物，使耐HIC特性劣化。因此越少越好。S只要為0.002％以下就沒有問題，因此，將S含量的上限規(guī)定為0.002％。優(yōu)選S含量為0.0015％以下。
Cu：0.20～1.00％
Cu在本發(fā)明中是重要的元素，其抑制氫向鋼中的侵入，有助于提高耐HIC特性。但是，Cu低于0.20％時，其效果不充分，超過1.00％時，焊接性劣化。因此，將Cu含量規(guī)定為0.20～1.00％。優(yōu)選Cu含量為0.25％以上。另外，優(yōu)選Cu含量為0.5％以下。
Mo：0.01％以下(包括0)
Mo導致應變時效所引起的屈服比的升高和耐HIC特性的劣化。因此，不含有Mo，或者即使含有Mo也規(guī)定為0.01％以下。優(yōu)選Mo含量為0.005％以下。
Nb：0.005～0.05％
Nb通過組織的微細化而使韌性提高，進而形成碳化物，有助于強度升高。但是，Nb低于0.005％時，其效果不充分，超過0.05％時，焊接熱影響部的韌性劣化。因此，將Nb含量規(guī)定為0.005～0.05％。優(yōu)選Nb含量為0.01～0.05％。
Ti：0.005～0.040％
Ti通過TiN的釘扎效應而抑制板坯加熱時的奧氏體粗大化，提高母材韌性，進而降低固溶N，抑制應變時效所引起的屈服比的升高。但是，Ti低于0.005％時，其效果不充分，超過0.040％時，焊接熱影響部的韌性劣化。因此，將Ti含量規(guī)定為0.005～0.040％。優(yōu)選Ti含量為0.005～0.02％。
Al：0.10％以下
Al作為脫氧劑而含有。Al超過0.10％時，鋼的潔凈度降低，韌性劣化。因此，將Al含量規(guī)定為0.10％以下。優(yōu)選Al含量為0.01～0.08％。
N：0.007％以下
N是導致應變時效所引起的屈服比的升高、焊接熱影響部的韌性的劣化的不可避免的雜質(zhì)元素。因此，將N含量的上限規(guī)定為0.007％。優(yōu)選N含量為0.006％以下。
以上為本發(fā)明的基本成分。需要說明的是，出于進一步改善鋼板的強度和韌性、且提高耐HIC特性的目的，可以含有Ni、Cr、V、Ca、B中的一種或兩種以上。
Ni：0.02～0.50％
Ni是有助于耐HIC提高、對韌性的改善和強度的升高有效的元素。Ni低于0.02％時，其效果不充分，即使含量超過0.50％，效果也飽和，反而在成本方面變得不利。因此，在含有Ni的情況下，將Ni含量規(guī)定為0.02～0.50％。優(yōu)選Ni含量為0.2％以上。另外，優(yōu)選Ni含量為0.4％以下。
Cr：1.00％以下
Cr是對于即使在低C下也得到充分強度而言有效的元素。Cr超過1.00％時，焊接性劣化。因此，在含有Cr的情況下，將Cr含量的上限規(guī)定為1.00％。優(yōu)選為0.1～0.5％以下。
V：0.10％以下
V通過組織的微細化而使韌性提高，進而形成碳化物，有助于強度的提高。V超過0.10％時，焊接熱影響部的韌性劣化。因此，在含有V的情況下，將V含量規(guī)定為0.10％以下。優(yōu)選V含量為0.005％以上。另外，優(yōu)選V含量為0.05％以下。
Ca：0.0050％以下
Ca是對硫化物系夾雜物的形態(tài)控制所帶來的韌性改善有效的元素。Ca超過0.0050％時，效果飽和，反而由于鋼的潔凈度降低而使韌性劣化。因此，在含有Ca的情況下，將Ca含量規(guī)定為0.0050％以下。優(yōu)選Ca含量為0.001％以上。另外，優(yōu)選Ca含量為0.004％以下。
B：0.0050％以下
B是對強度升高、焊接熱影響部的韌性改善有效的元素。B超過0.0050％時，使焊接性劣化。因此，在含有B的情況下，將B含量規(guī)定為0.0050％以下。優(yōu)選B含量為0.003％以下。另外，優(yōu)選B含量為0.0003％以上。
本發(fā)明的鋼材中的上述成分以外的余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。但是，只要在不妨礙本發(fā)明的作用效果的范圍內(nèi)，含有上述以外的元素也沒有問題。
2.金屬組成
本發(fā)明的鋼板的金屬組織以由鐵素體、貝氏體和島狀馬氏體構(gòu)成的三相組織作為主體。由鐵素體、貝氏體和島狀馬氏體構(gòu)成的三相組織作為主體是指，鐵素體、貝氏體和島狀馬氏體的面積百分率合計為90％以上的復相組織。余量是選自馬氏體(除島狀馬氏體之外)、珠光體、殘余奧氏體等中的一種或兩種以上的合計面積百分率為10％以下的組織。
此外，島狀馬氏體的面積百分率設(shè)定為0.5～5.0％。由此，能夠滿足應變時效硬化處理前后的屈服比90％以下。島狀馬氏體的面積百分率小于0.5％時，有時對于實現(xiàn)低屈服比化而言是不充分的。另外，島狀馬氏體的面積百分率超過5.0％時，有時會使母材韌性和耐HIC特性劣化。島狀馬氏體即使在涂覆處理時的加熱溫度(最高300℃)下也不會分解而是穩(wěn)定的，因此，本發(fā)明中，即使在涂覆處理后也能夠?qū)崿F(xiàn)低屈服比。需要說明的是，在涂覆處理時的熱處理中產(chǎn)生應變時效硬化現(xiàn)象，因此，通過實現(xiàn)應變時效處理前和應變時效處理后的低屈服比化，即使在焊接鋼管制造中進行涂覆處理，也能夠?qū)崿F(xiàn)低屈服比化。需要說明的是，鐵素體和貝氏體的面積百分率不需要特別限定，但從低屈服比化和耐HIC特性的觀點出發(fā)，優(yōu)選鐵素體的面積百分率為10％以上、貝氏體的面積百分率為10％以上。
鐵素體與貝氏體的硬度差以維氏硬度(HV)計設(shè)定為60以上。通過使硬度差為60以上，能夠滿足應變時效硬化處理前后的屈服比90％以下。在硬度差以HV計小于60的情況下，行為與鐵素體或貝氏體的單相組織相比沒有變化，屈服比變高，難以實現(xiàn)所期望的屈服比。另外，在硬度差以HV計大于180的情況下，有時使耐HIC特性劣化、并且使應變時效后的屈服比升高，因此，硬度差以HV計優(yōu)選設(shè)定為180以下。更優(yōu)選硬度差以HV計為150以下。
需要說明的是，各金屬組織例如可以通過進行光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡觀察并對所得到的至少3個視野以上的顯微組織照片進行圖像處理來求出組織的種類和各相的面積百分率。另外，對于MA(島狀馬氏體)，例如在利用3％硝酸乙醇溶液(nital)進行腐蝕后，進行電解腐蝕并觀察，能夠容易地進行識別。MA可以通過進行掃描型電子顯微鏡觀察并對所得到的至少3個視野以上的顯微組織照片進行圖像處理來求出面積百分率。
另外，硬度設(shè)定為利用維氏硬度計測定的值，為了在各相的內(nèi)部得到最適尺寸的壓痕，可以選擇任意的載荷。優(yōu)選利用相同的載荷對鐵素體和貝氏體進行硬度測定。另外，考慮到由顯微組織的局部成分或測定誤差導致的偏差，優(yōu)選對各相在至少15點以上的不同位置進行硬度測定，并使用各相的平均硬度作為鐵素體和貝氏體的硬度。使用平均硬度時的硬度差采用鐵素體的硬度的平均值與貝氏體的硬度的平均值之差的絕對值。
3.應變時效處理前后的拉伸特性
在300℃以下的溫度的應變時效處理前和應變時效處理后，均勻伸長率分別為9％以上且屈服比分別為90％以下
對于應用于地震地帶的管線管用鋼材，要求具有高變形能力，以使其即使在受到地基變動這樣的較大變形的情況下也不會發(fā)生斷裂。進一步還需要即使在用于防腐蝕的涂覆中在最高加熱至300℃的應變時效處理后也維持高變形能力。在300℃以下的溫度的應變時效處理前和應變時效處理后的均勻伸長率分別為9％以上且屈服比分別為90％以下的情況下，能夠得到充分的高變形能力，無需擔心因地震等的較大變形而導致斷裂。因此，本發(fā)明的鋼材中，將300℃以下的溫度的應變時效處理前和應變時效處理后的均勻伸長率分別設(shè)定為9％以上、屈服比分別設(shè)定為90％以下。從高變形能力的觀點出發(fā)，優(yōu)選該300℃以下的溫度的應變時效處理前和應變時效處理后的均勻伸長率分別為10％以上且屈服比分別為88％以下。
4.制造條件
接著，對本發(fā)明的高變形能力管線管用鋼材的制造方法進行說明。作為本發(fā)明的高變形能力管線管用鋼材的制造方法，使用具有上述成分組成的鋼原材，在加熱溫度：1000～1300℃、軋制結(jié)束溫度：Ar3點以上的條件下進行熱軋后，以5℃/秒以上的冷卻速度從(Ar3-50)～(Ar3+30)℃的冷卻開始溫度起加速冷卻至450～650℃的冷卻停止溫度，然后立即以0.5℃/秒以上的升溫速度再加熱至550～750℃，由此能夠形成所期望的金屬組織。在此，溫度設(shè)定為鋼材的中央部溫度。另外，Ar3點利用下式進行計算。
Ar3(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
上述式中，元素符號表示各元素的含量(質(zhì)量％)，在不含有的情況下，設(shè)定為0。
接著，對各制造條件的限定理由進行說明。
加熱溫度：1000～1300℃
加熱溫度低于1000℃時，碳化物的固溶不充分，無法得到所需的強度，超過1300℃時，母材韌性劣化。因此，將加熱溫度規(guī)定為1000～1300℃。
軋制結(jié)束溫度：Ar3點以上
軋制結(jié)束溫度低于Ar3點時，之后的鐵素體相變速度降低，軋制所致的塑性應變殘留在鐵素體中，鐵素體強度增高，鐵素體與貝氏體的硬度差降低，因此，無法實現(xiàn)所期望的屈服比。因此，將軋制結(jié)束溫度規(guī)定為Ar3點以上。此外，優(yōu)選使900℃以下的溫度范圍內(nèi)的累積壓下率為50％以上。通過使900℃以下的溫度范圍內(nèi)的累積壓下率為50％以上，能夠使奧氏體晶粒微細化。
加速冷卻的冷卻開始溫度：(Ar3-50)～(Ar3+30)℃
冷卻開始溫度為低于(Ar3-50)℃的溫度時，鐵素體的面積百分率增加，母材強度劣化。此外，鐵素體與貝氏體的硬度差增大，耐HIC特性劣化。因此，將冷卻開始溫度設(shè)定為(Ar3-50)℃以上，優(yōu)選為(Ar3-30)℃以上。另外，冷卻開始溫度超過(Ar3+30)℃時，鐵素體的面積百分率減少，并且鐵素體與貝氏體的硬度差降低，不足以實現(xiàn)低屈服比化。因此，將冷卻開始溫度設(shè)定為(Ar3+30)℃以下，優(yōu)選為(Ar3+25)℃以下。
加速冷卻的冷卻速度：5℃/秒以上
冷卻速度低于5℃/秒時，在冷卻時生成珠光體，無法得到充分的強度、低屈服比，因此，將冷卻速度規(guī)定為5℃/秒以上。冷卻速度優(yōu)選為8℃/秒以上，更優(yōu)選為10℃/秒以上。另外，冷卻速度優(yōu)選為100℃/秒以下，更優(yōu)選為60℃/秒以下。
冷卻停止溫度：450～650℃
本發(fā)明中，加速冷卻的冷卻停止溫度是重要的制造條件。本發(fā)明中，再加熱后存在的富集了C的未相變奧氏體在之后的空冷時相變?yōu)镸A(島狀馬氏體)。即，需要在存在有貝氏體相變中途的未相變奧氏體的溫度范圍內(nèi)停止冷卻。冷卻停止溫度低于450℃時，貝氏體相變結(jié)束，因此，空冷時不生成MA(島狀馬氏體)，無法實現(xiàn)低屈服比化。超過650℃時，C被冷卻中析出的珠光體消耗而使MA(島狀馬氏體)的生成受到抑制，MA量不足。因此，將加速冷卻的冷卻停止溫度規(guī)定為450～650℃。冷卻停止溫度優(yōu)選為515℃以上，更優(yōu)選為530℃以上。另外，冷卻停止溫度優(yōu)選為635℃以下，更優(yōu)選為620℃以下。
本發(fā)明中，優(yōu)選在加速冷卻后立即進行再加熱。這是因為，優(yōu)選從存在未相變奧氏體的狀態(tài)起進行再加熱。從制造效率、削減熱處理所需要的燃料成本的觀點出發(fā)，“立即”優(yōu)選為冷卻停止之后120秒以內(nèi)。
加速冷卻停止后立即以0.5℃/秒以上的升溫速度再加熱至550～750℃的溫度
該工藝也是本發(fā)明中重要的制造條件。通過再加熱時從未相變奧氏體起的鐵素體相變以及與之伴隨的C向未相變奧氏體的排出，在再加熱后的空冷時富集了C的未相變奧氏體相變?yōu)镸A(島狀馬氏體)。為了得到這樣的MA(島狀馬氏體)，需要在加速冷卻后從Bf點以上的溫度起再加熱至550～750℃的溫度范圍。升溫速度小于0.5℃/秒時，需要長時間才能達到目標再加熱溫度，因此制造效率變差，另外，產(chǎn)生珠光體相變，因此無法得到MA(島狀馬氏體)，無法得到充分的低屈服比。
再加熱的溫度低于550℃時，無法充分產(chǎn)生鐵素體相變，C向未相變奧氏體的排出變得不充分，無法生成MA，從而無法實現(xiàn)低屈服比化。再加熱溫度超過750℃時，由于貝氏體的軟化而使鐵素體與貝氏體的硬度差以HV計小于60，無法實現(xiàn)低屈服比。因此，將再加熱的溫度范圍規(guī)定為550～750℃。需要說明的是，為了可靠地產(chǎn)生鐵素體相變并使C在未相變奧氏體中富集，優(yōu)選在再加熱時從再加熱開始溫度起升溫50℃以上。再加熱后的冷卻速度基本上優(yōu)選設(shè)定為空冷。
通過以上的制造工藝，能夠得到300℃以下的溫度的應變時效處理前后的均勻伸長率為9％以上且屈服比為90％以下的耐應變時效特性和耐HIC性優(yōu)良的高變形能力管線管用鋼材。本發(fā)明中，即使經(jīng)歷通常的鋼管涂覆工序中的300℃以下的溫度的熱歷程，也能夠抑制由應變時效導致的屈服比的升高和均勻伸長率的降低，能夠確保均勻伸長率9％以上和屈服比90％以下。需要說明的是，在涂覆處理時的熱處理中，會產(chǎn)生應變時效硬化現(xiàn)象，因此，通過實現(xiàn)應變時效處理前和應變時效處理后的低屈服比化，即使在焊接鋼管制造中進行涂覆處理，也能夠?qū)崿F(xiàn)低屈服比化。
5.焊接鋼管的制造方法
進一步對焊接鋼管的制造方法進行說明。
本發(fā)明使用上述鋼材而制成鋼管。作為鋼管的成形方法，可以列舉利用UOE工藝、壓彎(也稱為彎壓)等冷成形而成形為鋼管形狀的方法。
在UOE工藝中，對作為原材的厚鋼板的寬度方向端部實施坡口加工后，使用壓機進行鋼板的寬度方向端部的端部彎曲，接著，使用壓機將鋼板成形為U字型、然后成形為O字型，由此，以使鋼板的寬度方向端部彼此相向的方式將鋼板成形為圓筒形狀。接著，將鋼板的相向的寬度方向端部對接并焊接。將該焊接稱為縫焊。該縫焊中，優(yōu)選具有約束圓筒形狀的鋼板并將相向的鋼板的寬度方向端部彼此對接并進行定位焊的定位焊工序和利用埋弧焊法對鋼板的對接部的內(nèi)外表面實施焊接的主焊接工序這兩個階段的工序的方法。在進行縫焊后，為了除去焊接殘留應力并提高鋼管真圓度，進行擴管。擴管工序中，通常以0.3％～1.5％的范圍的擴管率(擴管前后的外徑變化量相對于擴管前的管的外徑之比)實施。從真圓度改善效果與擴管裝置所要求的能力的平衡的觀點出發(fā)，優(yōu)選擴管率為0.5％～1.2％的范圍。然后，為了防腐蝕，可以實施涂覆處理。作為涂覆處理，對外表面加熱至例如200～300℃的溫度范圍后涂布例如公知的樹脂即可。
在壓彎的情況下，通過對鋼板反復進行三點彎曲而逐步成形，制造具有大致為圓形的斷面形狀的鋼管。然后，與上述的UOE工藝同樣地實施縫焊。在壓彎的情況下，在縫焊后，也可以實施擴管，另外，也可以實施涂覆。
實施例1
將表1所示的成分組成(余量為Fe和不可避免的雜質(zhì))的鋼(鋼種A～K)在表2所示的條件下制成板厚為30mm、33mm的鋼材。關(guān)于再加熱，使用感應加熱爐或氣體燃燒爐來進行。需要說明的是，加熱溫度、軋制結(jié)束溫度、冷卻停止(結(jié)束)溫度和再加熱溫度等溫度設(shè)定為鋼板的中央部溫度。中央部溫度通過在板坯或鋼板的中央部插入熱電偶來直接測定，或者使用板厚、熱導率等參數(shù)由板坯或鋼板的表面溫度算出。另外，冷卻速度為熱軋結(jié)束后冷卻至冷卻停止(結(jié)束)溫度為止所需要的溫度差除以進行該冷卻所需要的時間而得到的平均冷卻速度。另外，再加熱速度(升溫速度)為冷卻后再加熱至再加熱溫度為止所需要的溫度差除以再加熱所需要的時間而得到的平均升溫速度。
[表2]
※下劃線表示在本發(fā)明的范圍外。
對于如上制造的鋼材，進行組織觀察，并且測定拉伸特性、硬度差、耐HIC特性。評價方法如下所述。
(1)組織觀察
從所得到的厚鋼板裁取組織觀察用試驗片，對L方向斷面進行研磨，進行硝酸乙醇溶液腐蝕，對于距板厚中央位置±2mm的區(qū)域即板厚中央部，使用光學顯微鏡(倍率：400倍)或掃描型電子顯微鏡(倍率：2000倍)，觀察各3個視野以上的顯微組織并進行拍攝，通過圖像分析求出組織的種類和各相的面積百分率。
(2)拉伸特性
關(guān)于應變時效處理前的拉伸強度，裁取2條軋制垂直方向的JIS Z 2201中規(guī)定的4號試驗片，進行拉伸試驗，用其平均值進行評價。將拉伸強度517MPa以上(API 5L X60以上)作為本發(fā)明所需要的強度。關(guān)于屈服比、均勻伸長率，裁取2條軋制方向的JIS Z 2201中規(guī)定的4號試驗片，進行拉伸試驗，用其平均值進行評價。將屈服比90％以下、均勻伸長率9％以上作為本發(fā)明所需要的屈服比。
另外，關(guān)于應變時效處理后的拉伸強度，裁取2條軋制方向的JIS Z 2201中規(guī)定的4號試驗片，施加2.0％的拉伸應變后，在250℃下保持5分鐘，進行應變時效處理后，實施拉伸試驗，用其平均值進行評價。需要說明的是，應變時效處理后的評價基準利用與上述應變時效處理前的評價基準相同的基準進行判定。
(3)硬度差
從所得到的厚鋼板裁取硬度測定用試驗片，利用測定載荷為5g的維氏硬度計測定鐵素體和貝氏體的硬度，使用10點以上的測定結(jié)果的平均值，求出鐵素體與貝氏體的硬度差。
(4)耐HIC特性
關(guān)于耐HIC特性，以在用100％硫化氫飽和的pH約5.0的含有5％NaCl的1mol/l乙酸緩沖溶液中浸漬96小時的條件進行HIC試驗，將未觀察到開裂的情況判斷為耐HIC特性良好，用○記號表示，將發(fā)生了開裂的情況用×記號表示。
將測定結(jié)果示于表3。需要說明的是，金屬組織中，除了特別標記的情況(No.11的鐵素體的面積百分率：2％)之外，鐵素體的面積百分率均為10％以上，貝氏體的面積率也均為10％以上。
表3中，作為本發(fā)明例的No.1～7中，化學成分和制造方法均在本發(fā)明的范圍內(nèi)，在施加2.0％的拉伸應變并在250℃下進行5分鐘應變時效處理的前后，均達到拉伸強度517MPa以上的高強度、屈服比90％以下、均勻伸長率9％以上，具有低屈服比、高均勻伸長率，并且顯示出優(yōu)良的耐HIC特性。
另外，鋼材的組織由鐵素體、貝氏體和島狀馬氏體構(gòu)成，島狀馬氏體的面積百分率為0.5～5％，鐵素體與貝氏體的硬度差以維氏硬度計為60以上。
另一方面，作為比較例的No.8～13中，雖然化學成分在本發(fā)明的范圍內(nèi)，但制造方法在本發(fā)明的范圍外，因此，組織、強度、應變時效處理前后中任一情況的屈服比、均勻伸長率中的任一項不充分。No.14～18中，化學成分在本發(fā)明的范圍外或者制造方法在本發(fā)明的范圍外，因此，無法得到充分的強度、或者屈服比高、或者均勻伸長率低、或者在HIC試驗中發(fā)生了開裂。