CN112313357B

CN112313357B - 钢管和钢板

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Publication number: CN112313357B
Application number: CN201880094993.XA
Authority: CN
Inventors: 筿原康浩; 原卓也; 海老原洁; 筒井一辉; 服部丰; 阿部望; 桥本晃
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-06-29
Filing date: 2018-06-29
Publication date: 2021-12-31
Anticipated expiration: 2038-06-29
Also published as: KR20210021068A; JP6460297B1; CN112313357A; EP3816311A4; JPWO2020003499A1; EP3816311A1; KR102457409B1; WO2020003499A1; EP3816311B1

Abstract

本钢管具有母材部和焊接部，所述母材部由具有预定化学组成的筒状钢板构成，所述焊接部设在所述钢板的对接部且沿所述钢板的长度方向延伸，内部金属组织包含以合计面积率计为85％以上的粒状贝氏体和贝氏体中的一者或两者，并且，包含以面积率计为1.0％以下的MA，在所述内部金属组织中，最大硬度为248Hv以下，并且平均硬度为170～220Hv，所述母材部在距所述表面沿板厚方向为板厚1/4位置的与板面平行的面上，具有{100}<110>的累积度为1.5以上的织构，表层部金属组织包含以合计面积率计为95％以上的粒状贝氏体和回火贝氏体中的一者或两者，所述表层部金属组织的最大硬度250Hv以下，所述钢板的板厚为15mm以下。

Description

钢管和钢板

技术领域

本发明涉及一种钢管和适合作为该钢管的原材料的钢板。

背景技术

近年来，由于对石油和天然气等需求的提高，正在推进能源供给源的多样化。结果，在以往放弃开发的严峻的腐蚀环境下，例如在含有硫化氢、二氧化碳、氯离子等的腐蚀环境下，原油、天然气的开采正活跃地进行。与此相伴，对于输送原油、天然气的管道中使用的钢管，要求优异的耐氢致裂纹性(耐HIC性)。另外，用于输送油和气体的管道中的钢管被暴露于从油井生产的腐蚀性气体中。因此，在管线中使用的钢管(管线管)除了要求耐氢致裂纹性(耐HIC性)之外，还要求耐硫化物应力裂纹性(耐SSC性)。

另外，从提高管线的敷设性的观点出发，减薄钢管的壁厚并提高钢管的强度的要求变高。因此，近年来，要求壁厚在15mm以下，在API标准中具有X60～X70的强度，并且耐SSC性和耐HIC性优异的钢管。

迄今为止，例如专利文献1、2所公开的那样，耐HIC性优异的钢管是利用钢的高纯度化、夹杂物的降低、通过添加Ca来控制硫化物系夹杂物的形态、通过铸造时的轻压下和/或加速冷却来降低中心偏析等技术来制造的。

另外，专利文献3公开了板厚为15mm以下的薄的耐酸钢板的制造方法。专利文献3的制造方法从改善低温韧性的观点出发，规定了精轧的条件。但是，专利文献1～4的制造方法中，对钢板进行加速冷却，存在钢板表层硬化的问题。本发明人的调查结果表明，这样的钢板的表层硬化的钢板中，耐SSC性可能降低。

另外，以往，当板厚薄的情况下，如非专利文献1所示，有时不适用加速冷却而是采用轧制后空冷来制造。但是，采用空冷制造的情况下，会生成铁素体(多边铁素体)，耐SSC性降低。

现有技术文献

专利文献1：日本特公昭63-001369号公报

专利文献2：日本特开昭62-112722号公报

专利文献3：日本特开平06-256842号公报

非专利文献1：ISIJ International,Vol.33(1993),p1190-1195

发明内容

如上所述，当应用通常的加速冷却工艺的情况下，表层硬化，无法同时提高耐SSC性和耐HIC性。另一方面，当应用非加速冷却工艺的情况下，耐SSC性和DWTT特性降低。另外，需要含有大量合金元素，不仅成本增加，而且生产率也降低。

本发明基于以往的制造方法中的问题，目的是提供一种母材部的钢板的板厚(钢管的壁厚)为15mm以下的钢管和作为钢管原材料的钢板，其不使用V、Cu、Ni和/或Mo等高价且容易偏析的元素作为用于确保强度的必需元素，在API标准中具有X60级的强度，在-30℃下的DWTT特性优异，并且耐SSC性和耐HIC性优异。

本发明人对解决上述课题的方法进行了专心研究。结果发现，将在830～1000℃的精轧温度下对具有预定化学组成的钢片进行热轧而得到的热轧钢板分为2个阶段进行加速冷却，接着，使其复热至所需温度，由此，能够制造在API标准中具有X60～X70的强度，DWTT特性、耐SSC性和耐HIC性优异的壁厚15mm以下的钢管。

本实施方式的钢管在作为其母材部的原材料使用的板厚15mm以下的钢板中，在将Ceq抑制为低的基础上，控制厚板工序中的轧制及冷却条件，由此得到了预定强度、DWTT特性、耐SSC性及耐HIC特性。这与添加大量合金元素，通过原样轧制(Asroll)或正火(normalizing)制造钢管的技术在思想上大不相同。

本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。

(1)本发明一方式的钢管，具有母材部和焊接部，所述母材部由筒状钢板构成，所述焊接部设在所述钢板的对接部且沿所述钢板的长度方向延伸，作为所述钢板的化学组成，以质量％计，含有C：0.030～0.070％、Si：0.05～0.50％、Mn：1.05～1.65％、Al：0.010～0.070％、Ti：0.005～0.020％、Nb：0.005～0.045％、Ca：0.0010～0.0050％、N：0.0010～0.0050％、Ni：0～0.50％、Mo：0～0.50％、Cr：0～0.50％、Cu：0～0.50％、V：0～0.100％、Mg：0～0.0100％、REM：0～0.0100％，且限制为P：0.015％以下、S：0.0015％以下、O：0.0040％以下，余量包含Fe和杂质，所述钢板由下式(1)定义的Ceq为0.250～0.350，内部金属组织包含以合计面积率计为85％以上的粒状贝氏体和贝氏体中的一者或两者，并且，包含以面积率计为1.0％以下的马氏体-奥氏体组分(MA)，所述内部金属组织是从所述母材部的距表面沿深度方向1.0mm的位置起到板厚中心的范围的金属组织，但该范围不包括深度方向1.0mm的位置，在所述内部金属组织中，最大硬度为248Hv以下，并且平均硬度为170～220Hv，所述母材部在距所述表面沿板厚方向为板厚1/4位置的与板面平行的面上，具有{100}<110>的累积度为1.5以上的织构，表层部金属组织包含以合计面积率计为95％以上的粒状贝氏体和回火贝氏体中的一者或两者，所述表层部金属组织是从所述母材部的所述表面起到沿所述深度方向1.0mm的范围的金属组织，所述表层部金属组织的最大硬度为250Hv以下，所述钢板的板厚为15mm以下。

Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Ni]+[Cu])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/15···(1)

式(1)中的[C]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Cr]、[Mo]、[V]表示所述钢板中的C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V的以质量％计的含量。

(2)上述(1)的钢管中，所述化学组成以质量％计可以含有选自以下中的1者或2者以上，Ni：0.05～0.50％、Mo：0.05～0.50％、Cr：0.05～0.50％、Cu：0.05～0.50％、V：0.010～0.100％、Mg：0.0001～0.0100％、REM：0.0001～0.0100％。

(3)上述(1)或(2)所述的钢管中，所述内部金属组织的余量可以由铁素体构成。

(4)本发明另一方式的钢板是上述(1)～(3)中任一项所述的钢管的所述母材部中使用的钢板。

根据本发明的上述方式，能够提供即使不使用V、Cu、Ni和/或Mo等添加元素，在API标准中也具有X60～X70(抗拉强度520MPa～760MPa)的强度，DWTT特性优异，耐硫化物应力裂纹和耐氢致裂纹性也优异的壁厚15mm以下的钢管；以及该钢管的母材所使用的DWTT特性优异、耐硫化物应力裂纹及耐氢致裂纹性也优异的钢板。具体而言，能够提供适合作为输送石油、天然气等的管线管的、DWTT特性、耐硫化物应力裂纹及耐氢致裂纹性优异的管线管用高强度钢板、以及以该钢板为母材的DWTT特性、耐硫化物应力裂纹及耐氢致裂纹性优异的管线用钢管。

附图说明

图1是表示本实施方式的钢管的例子的示意图。

图2是示意地表示用于钢管的母材部的钢板的精轧后的冷却曲线的一例的图。

图3A是表示从本实施方式的钢管的距母材部的表面沿深度方向1.0mm(但不包括1.0mm)起到板厚中心的范围的金属组织即内部金属组织的、用扫描型电子显微镜观察的组织照片。

图3B是表示从本实施方式的钢管的母材部的表面到深度方向1.0mm的范围的金属组织即表层部金属组织的、用扫描型电子显微镜观察的组织照片。

具体实施方式

本发明一实施方式的钢管(以下称为本实施方式的钢管)，具有由筒状的钢板构成的母材部以及设在所述钢板的对接部且沿所述钢板的长度方向延伸的焊接部，作为所述钢板的化学组成，以质量％计含有：C：0.030～0.070％、Si：0.05～0.50％、Mn：1.05～1.65％、Al：0.010～0.070％、Ti：0.005～0.020％、Nb：0.005～0.045％、Ca：0.0010～0.0050％、N：0.0010～0.0050％，根据需要含有选自下述中的一者或两者以上：Ni：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Cu：0.50％以下、V：0.100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0100％以下，且限制为P：0.015％以下、S：0.0015％以下、O：0.0040％以下，余量包含Fe和杂质，所述钢板中，由下式(1)定义的Ceq为0.250～0.350，

从所述母材部的距表面沿深度方向超过1.0mm起到板厚中心的范围的金属组织即内部金属组织，含有以合计面积率计为85％以上的粒状贝氏体和贝氏体中的一者或两者，并且，含有以面积率计为1.0％以下的MA，作为余量，有时含有铁素体，

在所述内部金属组织中，最大硬度为248Hv以下，且平均硬度为170～220Hv，

所述母材部在距所述表面沿板厚方向为板厚1/4位置的与板面平行的面上，具有{100}<110>的累积度为1.5以上的织构，

从所述母材部的所述表面起到所述深度方向1.0mm范围的金属组织即表层部金属组织，含有以合计面积率计为95％以上的粒状贝氏体和回火贝氏体中的一者或两者，

所述表层部金属组织的最大硬度为250Hv以下，

所述钢板的板厚为15mm以下。

另外，本实施方式的钢板用于上述本实施方式的钢管的母材部。

以下，对本实施方式的钢管和本实施方式的钢板、以及它们的优选制造方法进行说明。

首先，对本实施方式的钢管的母材部(即本实施方式的钢板)的化学组成的限定理由进行说明。以下，与成分有关的％是指质量％。

C：0.030～0.070％

C是提高钢强度的元素。如果C含量小于0.030％，则无法充分得到强度提高效果。因此，C含量为0.030％以上。优选为0.040％以上。

另一方面，如果C含量超过0.070％，则强度过度上升，耐HIC性降低。因此，C含量为0.070％以下。在抑制焊接性、韧性等降低方面，C含量优选为0.060％以下。

Si：0.05～0.50％

Si是在炼钢时作为脱氧剂发挥作用的元素。如果Si含量小于0.05％，则无法充分得到该效果。因此，Si含量为0.05％以上。

另一方面，如果Si含量超过0.50％，则焊接热影响区(HAZ)的韧性降低。因此，Si含量为0.50％以下。优选为0.35％以下。

Mn：1.05～1.65％

Mn是有助于提高钢的强度和韧性的元素。如果Mn含量小于1.05％，则无法充分得到强度和韧性的提高效果。因此，Mn含量为1.05％以上。优选为1.15％以上。

另一方面，Mn也是形成MnS而使耐HIC性降低的元素。如果Mn含量超过1.65％，则耐HIC性降低，因此Mn含量为1.65％以下。优选为1.50％以下。

Al：0.010～0.070％

Al是作为脱氧剂发挥作用的元素。如果Al含量小于0.010％，则无法充分得到该效果。因此，Al含量为0.010％以上。优选为0.020％以上。

另一方面，如果Al含量超过0.070％，则Al氧化物聚集而生成簇，耐HIC性降低。因此，Al含量为0.070％以下。优选为0.040％以下，更优选为0.030％以下。

Ti：0.005～0.020％

Ti是形成氮化物而有助于晶粒细化的元素。如果Ti含量小于0.005％，则无法充分得到上述效果。因此，Ti含量为0.005％以上。优选为0.008％以上。

另一方面，如果Ti含量超过0.020％，则生成粗大的氮化物，耐HIC性降低。因此，Ti含量为0.020％以下。优选为0.015％以下。

Nb：0.005～0.045％

Nb是扩大未再结晶温度范围使晶粒微细，同时形成碳化物和/或氮化物，有助于钢的强度提高的元素。如果Nb含量小于0.005％，则无法充分得到上述效果。因此，Nb含量为0.005％以上。优选为0.010％以上。

另一方面，如果Nb含量超过0.045％，则生成粗大的碳化物和/或氮化物，耐HIC性降低。另外，伸长率和/或韧性也降低。因此，Nb含量为0.045％以下。优选为0.035％以下。

Ca：0.0010～0.0050％

Ca是通过生成CaS，抑制沿轧制方向伸长的MnS的生成，有助于提高耐HIC性的元素。Ca含量小于0.0010％时，无法充分得到上述效果。因此，Ca含量为0.0010％以上。优选为0.0020％以上。

另一方面，如果Ca含量超过0.0050％，则Ca氧化物聚集，耐HIC性降低。因此，Ca含量为0.0050％以下。优选为0.0040％以下。

N：0.0010～0.0050％

N是通过形成抑制加热时的奥氏体晶粒粗大化的氮化物，来有助于组织细化的元素。如果N含量小于0.0010％，则无法充分得到组织细化效果。因此，N含量为0.0010％以上。优选为0.0020％以上。

另一方面，如果N含量超过0.0050％，则生成粗大的氮化物，耐HIC性降低。因此，N含量为0.0050％以下。优选为0.0040％以下。

在本实施方式的钢管的母材部(本实施方式的钢板)中，为了提高强度、韧性和其他特性，根据需要，在上述元素以外可以在以下范围含有Ni、Mo、Cr、Cu、V、Mg和REM中的1种或2种以上。不过，由于这些元素都是并非必须的任选元素，所以其下限为0％。

Ni：0～0.50％

Ni是有助于提高钢的韧性、强度及耐蚀性的元素。Ni含量小于0.05％时，无法充分得到上述效果。因此，在得到这些效果的情况下，Ni含量优选为0.05％以上。更优选为0.10％以上。

另一方面，如果Ni含量超过0.50％，则母材部的硬度超过248Hv，耐HIC性劣化。因此，即使在含有Ni的情况下，Ni含量也设为0.50％以下。优选为0.35％以下。

Mo：0～0.50％

Mo是有助于提高钢的可淬性的元素。Mo含量小于0.05％时，无法充分得到上述效果。因此，在得到上述效果的情况下，Mo含量优选为0.05％以上。更优选为0.10％以上。

另一方面，如果Mo含量超过0.50％，则母材部的硬度超过248Hv，耐HIC性劣化。因此，即使在含有Mo的情况下，Mo含量也设为0.50％以下。优选为0.35％以下。

Cr：0～0.50％

Cr是有助于提高钢强度的元素。Cr含量小于0.05％时，无法充分得到上述效果。因此，在得到上述效果的情况下，Cr含量优选为0.05％以上。更优选为0.10％以上。

另一方面，如果Cr含量超过0.50％，则强度过度上升，韧性降低。因此，即使在含有Cr的情况下，Cr含量也设为0.50％以下。优选为0.35％以下。

Cu：0～0.50％

Cu是有助于钢的强度上升和耐蚀性提高的元素。Cu含量小于0.05％时，无法充分得到上述效果。因此，在得到上述效果的情况下，Cu含量优选为0.05％以上。更优选为0.10％以上。

另一方面，如果Cu含量超过0.50％，则母材部的最大硬度超过248Hv，耐HIC性劣化。因此，即使在含有Cu的情况下，Cu含量也设为0.50％以下。优选为0.35％以下。

V：0～0.100％

V是形成碳化物、氮化物，有助于提高钢强度的元素。当V含量小于0.010％时，无法充分得到上述效果。因此，在得到上述效果的情况下，优选V含量为0.010％以上。更优选为0.030％以上。

另一方面，如果V含量超过0.100％，则钢的韧性降低。因此，V含量为0.100％以下。优选为0.080％以下。

Mg：0～0.0100％

Mg是通过抑制晶粒粗大化而形成有助于韧性提高的微细氧化物的元素。Mg含量小于0.0001％时，无法充分得到上述效果。因此，在得到上述效果的情况下，Mg含量优选为0.0001％以上。更优选为0.0010％以上。

另一方面，如果Mg含量超过0.0100％，则氧化物凝集而粗大化，耐HIC性和韧性降低。因此，即使在含有Mg含量的情况下，Mg含量也设为0.0100％以下。优选为0.0050％以下。

REM：0～0.0100％

REM是控制硫化物系夹杂物的形态，有助于韧性提高的元素。REM含量小于0.0001％时，无法充分得到上述效果。因此，在得到上述效果的情况下，REM含量优选为0.0001％以上。更优选为0.0010％以上。

另一方面，如果REM含量超过0.0100％，则生成氧化物，钢的洁净度降低，结果韧性降低。因此，即使在含有REM的情况下，REM的含量也设为0.0100％以下。优选为0.0060％以下。在本实施方式中，REM是指稀土元素，是Sc、Y和镧系元素的17种元素的总称，REM含量表示这17种元素的合计含量。

本实施方式的钢管的母材部(本实施方式的钢板)的基础是：包含上述必须元素，根据需要包含上述任选元素，余量包含Fe和杂质。另外，所谓杂质是指在工业上制造钢材时，从矿石或废料等原料或从制造工序的各种环境中混入的成分，在不会对钢的特性产生不良影响的范围内被容许。

杂质中，P、S、O、Sb、Sn、Co、As、Pb、Bi、H优选控制在后述范围内。

P：0.015％以下、

P是杂质元素。如果P含量超过0.015％，则耐HIC性显著降低。因此，P含量为0.015％以下。优选为0.010％以下。含量越少越好，因此下限包括0％。但是，如果将P含量降低到小于0.003％，则制造成本大幅上升。因此，0.003％是P含量的实质下限。

S：0.0015％以下

S是在热轧时生成沿轧制方向延伸的MnS，使耐HIC性降低的元素。如果S含量超过0.0015％，则耐HIC性显著降低。因此，S含量为0.0015％以下。优选为0.0010％以下。S含量越少越好，因此下限包括0％。但是，如果将S含量降低到小于0.0001％，则制造成本大幅上升。因此，0.0001％是S含量的实质下限。

O：0.0040％以下

O是脱氧后在钢中不可避免地残留的元素。如果O含量超过0.0040％，则生成氧化物，耐HIC性降低。因此，O含量为0.0040％以下。优选为0.0030％以下。O含量越少越好，所以下限包括0％。但是，如果将O含量降低到小于0.0010％，则制造成本大幅上升，所以在实用钢板上，0.0010％是O含量的实质下限。

作为其他杂质，例如只要Sb、Sn、Co、As分别为0.10％以下，Pb和Bi为0.005％以下，H为0.0005％以下，就可以残留在钢板中。

本实施方式的钢管的母材部，在将各元素的含量控制在上述范围的基础上，如下所示，需要将由成分含量算出的Ceq控制在预定范围内。

Ceq：0.250～0.350

Ceq(碳当量)是表示钢板可淬性的指标。在本实施方式的钢管中，为了确保所需强度，将由下述式(1)定义的Ceq设为0.250～0.350。

Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Ni]+[Cu])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5···(1)

在此，式(1)中的[C]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Cr]、[Mo]、[V]表示所述钢板中的C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V的以质量％计的含量。

如果Ceq小于0.250，则可淬性低，无法确保所需的钢管强度。因此，Ceq为0.250以上。优选为0.260以上。另一方面，如果Ceq超过0.350，则可淬性过高，内部金属组织中最大硬度超过248Hv、和/或表层部金属组织的最大硬度超过250Hv。结果，耐HIC性和/或耐SSC性降低。因此，Ceq为0.350以下。优选为0.340以下，更优选为0.330以下。

接着，对本实施方式的钢管的母材部(本实施方式的钢板)的金属组织进行说明。

从母材部的距钢板表面沿深度方向(厚度方向)超过1.0mm起到板厚中心的范围的金属组织(内部金属组织)：包含以合计面积率计为85％以上的粒状贝氏体和贝氏体中的一者或两者，MA的面积率为1.0％以下

为了确保优异的机械特性和耐HIC性，将从距钢板表面沿深度方向超过1.0mm起到板厚中心的范围的金属组织(以下有时简称为“内部金属组织”)设为包含以合计面积率计为85％以上的粒状贝氏体和贝氏体中的一者或两者的金属组织。

在内部金属组织中，如果粒状贝氏体和/或贝氏体的面积率的合计小于85％，则难以确保所需的机械特性和耐HIC特性。因此，粒状贝氏体和贝氏体中的一者或两者的面积率的合计为85％以上。优选为90％以上。由于上述面积率取决于钢种和冷却速度，所以其上限可以是100％，但95％是实质的上限。

另外，在内部金属组织中，如果MA(Martensite-Austenite Constituent、马氏体-奥氏体组分)以面积率计超过1.0％，则DWTT特性降低。因此，在内部金属组织中，将MA的面积率设为1.0％以下。MA可以是0％。

内部金属组织的余量可以由铁素体构成。

从钢板的表面到深度方向1.0mm为止的金属组织(表层部金属组织)：包含以面积率计为95％以上的粒状贝氏体和回火贝氏体中的一者或两者。

如果表层部金属组织包含以面积率计为合计95％以上的粒状贝氏体和回火贝氏体，则耐SSC性提高，因此优选。

金属组织中的面积率的测定是通过使用扫描型电子显微镜，例如以1000倍的倍率观察金属组织而得到的。由于从钢板表面起为板厚1/4的位置(t/4)的组织表示内部金属组织的代表性组织，所以本实施方式中，观察钢管的母材部(钢板)的t/4的组织，如果t/4的组织是上述组织，则判断内部金属组织在上述范围。

另外，表层部的组织是通过测定从钢板表面起为0.1mm、0.2mm和0.5mm的位置，对各个位置的面积率进行平均而得到的。

在本实施方式中，贝氏体是原奥氏体晶界清晰，晶粒内细小的板条组织发达，板条内、板条间分散有细小的碳化物和MA的组织。

回火贝氏体是具有板条形状，碳化物分散在板条内、板条边界的组织。

粒状贝氏体是在针状铁素体与贝氏体中间的转变温度下产生的，具有中间的组织特征。具体而言，是部分地看到原奥氏体晶界，晶粒内存在粗的板条组织，在板条内、板条间分散存在细小的碳化物和奥氏体·马氏体混合物的部分，以及原奥氏体晶界不清晰且针状或不定形的铁素体部分混合存在的组织。

铁素体是晶粒内几乎没有内部微视组织，晶粒内平滑的组织。当用光学显微镜观察的情况下，是看起来为白色的组织。

MA通过Lepera蚀刻而着色，所以能够判别出来。

图3A表示在作为本实施方式的钢管的母材部的钢板的t/4位置用扫描型电子显微镜拍摄的金属组织的一例，图3B表示作为本实施方式的钢管的母材部的钢板的表面0.5mm用扫描型电子显微镜拍摄的金属组织的一例。

内部金属组织的硬度

最大硬度：248Hv以下

平均硬度：170～220Hv

本实施方式的钢管中，为了确保优异的强度、耐SSC性和耐HIC性，在母材部的内部金属组织中，将最大硬度设为248Hv以下，将平均硬度设为170～220Hv。

如果最大硬度超过248Hv，则耐HIC性降低，所以最大硬度为248Hv以下。优选为230Hv。

另外，如果平均硬度小于170Hv，则无法确保所需的强度，因此平均硬度为170Hv以上。优选为180Hv以上。

另一方面，如果平均硬度超过220Hv，则耐HIC和韧性降低。因此，平均硬度为220Hv以下。优选为210Hv以下。

表层部金属组织的最大硬度：250Hv以下

如果表层部金属组织的最大硬度超过250Hv，则耐SSC性降低。因此，表层部金属组织的最大硬度为250Hv以下。优选为240Hv以下。

内部金属组织中的最大硬度、平均硬度可以用以下方法测定。

用维氏硬度计(载荷：100g)，以距钢板表面为1.1mm的深度位置为起点，沿板厚方向以0.1mm的间隔到板厚中心为止，并且，对同一深度以宽度方向1.0mm的间隔测定20点硬度。

上述测定的结果，如果超过248Hv的测定点在板厚方向上未连续出现2点以上，则判断为内部金属组织的最大硬度为Hv248以下。

本实施方式的钢管的母材中，有时局部地因夹杂物等而出现高硬度值(异常值)。但是，由于夹杂物不会成为裂纹的原因，所以即使出现这样的异常值，也能够确保耐HIC性、耐SSC性。另一方面，在板厚方向上连续存在2点以上超过248Hv的测定点的情况下，不是夹杂物引起的，而是耐HIC性和/或耐SSC性降低，所以不被容许。因此，本实施方式中，即使存在1点超过248Hv的测定点，如果在板厚方向上未连续出现2点以上，则该点就作为异常点而不被采用，将接下来高的值作为最大硬硬度。另一方面，在板厚方向上连续存在2点以上超过248Hv的测定点的情况下，采用它们的最高值作为最大硬度。

另外，平均硬度是通过将所有测定点的硬度进行平均来算出的。

从钢板表面起到深度1.0mm的表层部金属组织的最大硬度的测定如下进行。

首先，从钢板的宽度方向的端部(在钢管的情况下，相当于对接部)，通过气体切割沿钢板的宽度方向从1/4、1/2和3/4的位置(用钢管来说，将是焊接部作为0点时分别是3点、6点和9点的位置)切取300mm见方(300mm×300mm)的钢板，从切取出的钢板的中心，通过机械切割制取长度20mm、宽度20mm的块试验片，通过机械研磨进行研磨。对于1个块试验片，用维氏硬度计(载荷：100g)，以从表面起0.1mm为起点，沿板厚方向以0.1mm的间隔测定10点，对于同一深度以宽度方向1.0mm的间隔测定10点，合计测定100点。即，用3个块试验片合计测定300点。

上述测定的结果，如果超过250Hv的测定点在板厚方向上未连续出现2点以上，则判断表层部的最大硬度为250Hv以下。

在从所述表面起沿板厚方向为板厚1/4的位置的、与板面平行的面上，{100}<110>的累积度为1.5以上

本实施方式的钢板未进行淬火回火处理，而是经过热轧、冷却、复热等工序制造。因此，内部金属组织具有如上所述的织构。通过具有织构，钢板的DWTT特性提高。

在通过淬火回火制造钢板的情况、以及通过正火制造钢板的情况下，得不到这样的织构。

织构可以采用以下方法得到。

当母材部的钢板的厚度为t时，对于从表面起为t/4深度的板面所平行的面，使用EBSP对2.0mm×2.0mm的区域以0.1mm的间隔进行晶体取向分析，求出(100)<110>织构的累积度。

母材部的钢板的板厚(钢管的壁厚)：15mm以下

本实施方式的钢管，是具有以往难以同时满足的DWTT特性、耐SSC性、耐HIC特性的、未进行淬火回火处理(轧制-冷却状态)而制造出的、板厚为15mm以下的钢板用于母材部的钢管。本实施方式的钢管，即使钢板的板厚为12mm以下，也可得到优异的耐SSC性、耐HIC特。

本实施方式的钢管的母材部(本实施方式的钢板)的强度，为了切实地确保作为钢管的强度，以API标准相当于5L-X60～X70的强度(抗拉强度520MPa～760MPa)为目标。作为钢管的抗拉强度的上限，在作为结构构件使用时，为了在现场焊接时确保焊接部的高匹配(overmatch)，抗拉强度(TS)优选为650MPa以下。

接着，对本实施方式的钢管的焊接部进行说明。

本实施方式的钢管是通过将本实施方式的钢板加工成筒状，将筒状钢板的两端部对接并焊接而得到的。因此，具有设在钢板的对接部并沿钢板的长度方向延伸的焊接部。

通常，在钢管焊接中，进行施工以使得焊接部的厚度大于母材部的厚度。另外，焊接金属与母材相比是高合金，耐蚀性也高。因此，焊接部基本上不会成为破坏起点。因此，本实施方式的钢管的焊接部只要是通过SAW焊接等在通常条件下得到的，就没有特别限定。

接着，对本实施方式的钢管的优选制造方法进行说明。

本实施方式的钢管，不依赖于制造方法，只要具有上述结构即可得到其效果，但例如采用以下制造方法可稳定地得到，所以是优选的。

本实施方式的钢板是采用包括以下工序的制造方法而得到的：

(i)将满足预定的化学组成和Ceq的钢片加热至1050～1250℃供于热轧，在830～1000℃结束精轧，得到板厚为15mm以下的钢板的工序(热轧工序)；

(ii-1)将轧制结束后的钢板以25～100℃/秒的平均冷却速度从超过750℃且950℃以下的温度范围冷却到660～750℃的温度范围的工序(第1冷却工序)；

(ii-2)以超过50℃/秒的平均冷却速度，从以表面温度计660～750℃的温度范围冷却到400℃以下的工序(第2冷却工序)；以及

(iii)以50℃/秒以上的复热速度进行复热直到表面温度达到超过550且650℃以下的工序(复热工序)。

另外，本实施方式的钢管是采用包括以下工序的制造方法而得到的：

(iv)将经历上述(i)～(iii)工序而得到的钢板成形为筒状的工序(成形工序)；以及

(v)将筒状钢板的两端部进行对接焊接的工序(焊接工序)。

上述温度是基于表面温度的管理。

以下，对各工序的优选条件进行说明。

<热轧工序>

钢片加热温度：1050～1250℃

为了进行热轧，对具有上述化学组成的钢片进行加热。钢片加热温度小于1050℃时，生成未固溶的粗大Nb和Ti的碳氮化物，耐HIC性降低。因此，钢片加热温度优选为1050℃以上。更优选为1100℃以上。

另一方面，如果钢片加热温度超过1250℃，则晶粒粗大化，低温韧性降低。因此，钢片加热温度优选为1250℃以下。更优选为1200℃以下。

热轧工序之前的钢液的铸造和钢片的制造可以依据常规方法进行。

精轧温度：830～1000℃

将加热后的钢片热轧形成15mm以下的钢板。此时，精轧温度优选为830～1000℃。如果精轧温度小于830℃，则担心铁素体大量生成，无法得到预定的内部金属组织。优选精轧温度为850℃以上。

另一方面，如果精轧温度超过1000℃，则晶粒粗大化，DWTT特性等低温韧性降低。另外，产生再结晶、晶粒生长，得不到织构。因此，精轧温度优选为1000℃以下。更优选为980℃以下。

<第1冷却工序>

冷却开始温度Ts：超过750且950℃以下

平均冷却速度Vc1：25～100℃/秒

冷却停止温度Tm：660～750℃

通过轧制结束后的第1阶段的加速冷却，将以表面温度计超过750且为950℃以下的温度范围的温度Ts(冷却开始温度)的钢板，以平均冷却速度Vc1：25～50℃/秒，冷却到660～750℃的温度范围的温度Tm(冷却停止温度)。

如果冷却开始温度Ts以表面温度计为750℃以下，则铁素体的面积率超过15％。该情况下，粒状贝氏体和贝氏体中的一者或两者的面积率变得小于85％，耐HIC性降低。因此，冷却开始温度Ts优选以表面温度计超过750℃。更优选为800℃以上。

另一方面，如果冷却开始温度Ts超过950℃，则晶粒粗大化，低温韧性降低。另外，有时表层部的最大硬度变得过高。因此，冷却开始温度Ts优选以表面温度计为950℃以下。更优选为930℃以下。

如果平均冷却速度Vc1小于25℃/秒，则冷却速度过慢，在表层和内部金属组织中，铁素体大量生成，无法得到以面积率计为85％以上的粒状贝氏体和贝氏体中的一者或两者，耐SSC性、耐HIC性降低。因此，平均冷却速度Vc1优选为25℃/秒以上。更优选为30℃/秒以上。

另一方面，如果平均冷却速度Vc1超过100℃/秒，则在内部金属组织中，最高硬度超过248Hv，所以耐耐HIC性降低。因此，平均冷却速度Vc1优选为100℃/秒以下。更优选为50℃/秒以下，进一步优选为45℃/秒以下。

如果以表面温度计第1冷却工序的冷却停止温度Tm小于660℃，则铁素体大量生成，得不到以面积率计为85％以上的粒状贝氏体和贝氏体中的一者或两者，耐SSC性、耐HIC性降低。因此，冷却停止温度Tm优选为660℃以上。更优选为680℃以上。另一方面，如果冷却停止温度Tm超过750℃，则表层部硬化，担心耐SSC性降低。因此，冷却停止温度Tm优选为750℃以下。更优选为720℃以下。

<第2冷却工序>

冷却开始温度Tm：660～750℃

平均冷却速度Vc2：超过50℃/秒

冷却停止温度Tf：400℃以下

第2冷却工序中，从第1阶段的冷却停止温度Tm：660～750℃，以超过50℃/秒的平均冷却速度，冷却到400℃以下的冷却停止温度Tf。

在从冷却开始温度Tm660～750℃起的加速冷却中，如果平均冷却速度Vc2为50℃/秒以下，则内部的最大硬度变高，担心耐HIC性降低。因此，平均冷却速度Vc2优选超过50℃/秒。更优选为60℃/秒以上。平均冷却速度Vc2的上限没有特别限定，但由于冷却设备的冷却能力成为实质上的上限，所以目前为200℃/秒左右。

如果以表面温度计冷却停止温度Tf超过400℃，则复热后的平均硬度低于170Hv，得不到所需的强度。因此，冷却停止温度Tf优选为400℃以下。更优选为380℃以下。冷却停止温度Tf根据钢种和冷却速度来确定，所以下限没有特别设定，但从使其充分复热而得到所需的组织和硬度方面考虑，优选250℃以上。

如上所述，本实施方式的钢管的制造方法中，进行冷却速度不同的2阶段的加速冷却。这样的冷却可以通过在将冷却带沿钢板的长度方向(搬送方向)分为多个而配置的冷却设备中，按冷却带调整对钢板喷射的冷却水的水量来进行。

冷却速度是通过将冷却开始温度与冷却停止温度的温度差除以冷却时间来得到的。

<复热工序>

复热速度Vr：50℃/秒以上

复热后的钢板表面温度Tr：超过550且650℃以下

如上所述，将钢板加速冷却至400℃以下的冷却停止温度Tf后，以50℃/秒以上的复热速度Vr进行复热直到钢板表面温度Tr超过550且为650℃以下。

通过上述冷却和复热，能够得到包含以面积率计为85％以上的粒状贝氏体和贝氏体中的一者或两者，最大硬度为248Hv以下，且平均硬度为170～220Hv的内部金属组织。

复热速度Vr小于50℃/秒时，表层部硬化，担心耐SSC性降低，因此复热速度为50℃/秒以上。复热速度只要考虑钢板的表面温度达到超过550且650℃以下的时间适当设定即可，所以上限没有特别限定。

复热速度是通过将复热温度幅度除以复热所需的时间而得到的。

如果复热后的钢板表面温度为550℃以下，则内部组织的最大硬度超过248Hv，因此复热后的钢板表面温度优选超过550℃。更优选为580℃以上。另一方面，如果复热后的钢板表面温度超过650℃，则平均硬度达不到170Hv。因此，复热后的钢板表面温度优选为650℃以下。更优选为620℃以下。

复热速度和复热量根据冷却停止时的表面与内部的温度差而变化。表面与内部的温度差不是简单地由冷却速度确定的，而是根据水冷中的水量密度和碰撞压等而变化。因此，只要确定冷却条件，使得复热速度为50℃/秒以上，且复热后的表面温度超过550以上且为650℃以下即可。例如，如果进行用于事先确定条件的实验等，则可以设定适当的条件。

图2示意性地表示精轧后的钢板的冷却曲线(第1冷却工序、第2冷却工序、复热工序中的钢板表面温度的变化)的一例。

复热工序后的钢板优选平均冷却速度为0.01℃/秒以上，冷却至300℃以下。如果平均冷却速度小于0.01℃/秒，则得不到作为目标的强度。

通过上述工序，能够制造用于本实施方式的钢管的母材部的钢板。即，本实施方式的钢板是非调质钢。

<成形工序>

<焊接工序>

将上述工序中得到的本实施方式的钢板成形为筒状，将筒状钢板的对接部(钢板的宽度方向两端部)焊接而形成钢管。

本实施方式的钢板向钢管的成形并不限定于特定的成形。也可以是热加工，但从尺寸精度方面考虑，优选冷加工。焊接也不限于特定的焊接，但优选埋弧焊。焊接条件可以根据钢板的厚度等设为公知的条件。

本实施方式的钢管中，为了改善焊接部的韧性，可以对焊接部实施热处理(接缝热处理)。热处理温度可以是通常的温度范围，特别优选300～Ac1点的范围。

由于未对本实施方式的钢管的母材部实施热处理，所以母材部的金属组织与本实施方式的钢板的金属组织相同。因此，本实施方式的管是母材部、焊接部都作为管线用钢管具备足够机械特性的钢管。

实施例1

接着，说明本发明的实施例。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一条件例，本发明不限于这一条件例。只要不脱离本发明的主旨而实现本发明的目的，本发明就可以采用各种条件。

将具有表1所示化学组成(余量为Fe及杂质)和Ceq的钢片在表2A、表2B所示条件下进行热轧、冷却，使其复热，制造了钢板。

从制造出的钢板制取试验片，以1000倍的倍率使用扫描型电子显微镜观察从钢板表面起为板厚1/4的位置(t/4)的组织，判断内部金属组织。

另外，表层部金属组织是通过观察、测定从钢板表面起为0.1mm、0.2mm和0.5mm的位置，对各个位置的面积率进行平均而得到的。

另外，制作JIS 5号拉伸试验片，进行JIS Z 2241所规定的拉伸试验，测定了屈服强度和抗拉强度。

另外，用维氏硬度计测定了内部金属组织和表层部金属组织的硬度。

对于内部金属组织，用维氏硬度计(载荷：100g)，以从钢板表面起为1.1mm的深度位置为起点，沿板厚方向以0.1mm的间隔直到板厚中心，并且对于同一深度以宽度方向1.0mm的间隔测定20点硬度。上述测定的结果是，即使存在1点超过248Hv的测定点，如果在板厚方向上未连续出现2点以上，则该点作为异常点，将接下来高的值作为最大硬硬度。另一方面，当沿板厚方向连续存在2点以上超过248Hv的测定点的情况下，将它们的最高值作为最大硬度。另外，平均硬度是通过对全部测定点的硬度进行平均来算出的。

在表层部金属组织中，通过气体切割从钢板的宽度方向的端部切取300mm见方(300mm×300mm)的钢板，通过机械切割从切取出的钢板的中心制取长度20mm、宽度20mm的块试验片，通过机械研磨进行研磨。对于1个块试验片，用维氏硬度计(载荷：100g)，以从表面起为0.1mm为起点，沿板厚方向以0.1mm的间隔测定10点，对于同一深度以宽度方向1.0mm的间隔测定10点，测定了合计100点。即，用3个块试验片测定了合计300点。上述测定的结果是，即使存在1点超过250Hv的测定点，如果在板厚方向上未连续出现2点以上，则该点作为异常点，将接下来高的值作为最大硬硬度。另一方面，当沿板厚方向连续存在2点以上超过250Hv的测定点的情况下，将它们的最高值作为最大硬度。

另外，对于从表面起为t/4深度的板面所平行的面，使用EBSP以0.1mm的间隔对2.0mm×2.0mm的区域进行结晶取向分析，求出(100)<110>织构的累积度。

依据NACE(National Association of Corrosion and Engineer、美国腐蚀工程师协会)的TM0284进行试验，观察有没有产生HIC(氢致裂纹)，将HIC破面率5％以下评价为耐HIC性优异(OK)。

NACE试验是在5％NaCl溶液+0.5％乙酸、pH值2.7的溶液中使硫化氢气体饱和，将钢板浸渍到溶液中，观察96小时后是否产生裂纹的试验。

另外，作为耐SSC性的评价，制取4点弯曲试验片，依据NACE TM 0177，在表4所示各种硫化氢分压、pH值3.5的溶液环境下的90％实际屈服应力下进行4点弯曲试验，调查有没有产生裂纹。当未产生裂纹的情况下，判断为耐SSC性优异(OK)，当产生裂纹的情况下，判断为耐SSC性差(NG)。

DWTT特性(-30℃下的延展性破面率)采用以下方法评价。

从钢板制取DWTT试验片，使得钢板的宽度方向与试验片的长度方向平行。制取位置设为钢板的宽度方向1/4位置。DWTT试验片为带压槽的全厚试验片。

依据API 5L，在-30℃下对该试验片进行DWTT试验，测定了在破裂面整体所占的延展性破面率。破面率(％)的数值越高，表示DWTT特性越优异。本发明中，当延展性破面率为85％以上的情况下，判断为DWTT特性优异。

将结果示于表3A、表3B。

实施例2

通过C型压型机、U型压型机、O型压型机将表1～3所示钢板成形为管状，对端面进行定位焊，从内外表面进行正式焊接，然后扩管后，制成管线用的钢管。再者，正式焊接采用了埋弧焊。

表中，将钢板No.S-x(x＝1～54)成形后作为钢管No.P-x(x＝1～54)。

从制造出的钢管的母材部制取试验片，算出表层部金属组织和内部金属组织的各组织的分率(面积率)。具体而言，以1000倍的倍率使用扫描型电子显微镜观察从钢板表面起为板厚的1/4位置(t/4)的组织，判断内部金属组织。表中没有记载的余量的组织是铁素体。表层部金属组织是通过测定从钢板表面起为0.1mm、0.2mm和0.5mm的位置，对各个位置的面积率进行平均而得到的。

对于内部金属组织，用维氏硬度计(载荷：100g)，以从钢板表面起为1.1mm深度的位置为起点，沿板厚方向以0.1mm的间隔直到板厚中心，并且，对同一深度以宽度方向1.0mm的间隔测定了20点硬度。上述测定的结果是，即使存在1点超过248Hv的测定点，只要沿板厚方向未连续出现2点以上，该点就作为异常点，将接下来高的值作为最大硬硬度。另一方面，当沿板厚方向连续存在2点以上超过248Hv的测定点的情况下，将它们的最高值作为最大硬度。另外，平均硬度是将全部测定点的硬度进行平均而算出的。

在表层部金属组织中，从钢管的对接部将焊接部设为0点的情况下，分别从3点、6点和9点的位置用气体切割切取300mm见方(300mm×300mm)的钢板，从切取出的钢板的中心通过机械切割制取长度20mm、宽度20mm的块试验片，用机械研磨研磨。对于1个块试验片，用维氏硬度计(载荷：100g)，以从表面起0.1mm为起点，沿板厚方向以0.1mm的间隔测定10点，对于同一深度以宽度方向1.0mm的间隔测定10点，测定了合计100点。即，用3个块试验片测定合计300点。上述测定的结果是，即使存在1点超过250Hv的测定点，只要沿板厚方向未连续出现2点以上，则该点为异常点，将接下来高的值作为最大硬硬度。另一方面，当沿板厚方向上连续存在2点以上超过250Hv的测定点的情况下，将它们的最高值作为最大硬度。

另外，从制造出的钢管的母材部制取试验片，进行以下试验，评价了耐HIC性和耐SSC性。

耐HIC性的评价

依据NACE(National Association Of Corrosion And Engineer)的TM0284进行试验，观察有没有产生HIC(氢致裂纹)，将HIC破面率在5％以下的情况评价为耐HIC性优异(OK)，将HIC破面率超过5％的情况评价为耐HIC性差(NG)。

另外，作为耐SSC性的评价，制取4点弯曲试验片，依据NACE TM0177，在表4A、表4B所示各种硫化氢分压、pH值3.5的溶液环境下的90％实际屈服应力下进行4点弯曲试验，调查有没有产生裂纹。当未产生裂纹的情况下，判断为耐SSC性优异(OK)，当产生裂纹的情况下，判断为耐SSC性差(NG)。

采用以下方法评价了DWTT特性(-30℃下的延展性破面率)。

从钢管中制取DWTT试验片，使得钢管的周向与试验片的长度方向平行。制取位置设为从钢管接缝位置起为90°的位置。在此，DWTT试验片为带压槽的全厚试验片。

以API 5L为基准，在-30℃下对该试验片进行DWTT试验，测定了在破裂面整体所占的延展性破面率。破面率(％)的数值越高，表示DWTT特性越优异。本发明中，在延展性破面率为85％以上的情况下，判断为DWTT特性优异。

将结果示于表4A、表4B。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供即使不使用V、Cu、Ni和/或Mo等添加元素，在API标准中也具有X60以上的强度，耐硫化物应力裂纹和耐氢致裂纹性优异的壁厚15mm以下的钢管；以及在该钢管的母材中使用的耐硫化物应力裂纹和耐氢致裂纹性优异的钢板。因而，本发明在钢管制造产业和能源产业中利用可能性高。

Claims

1.一种钢管，其特征在于，具有母材部和焊接部，所述母材部由筒状钢板构成，所述焊接部设在所述钢板的对接部且沿所述钢板的长度方向延伸，

作为所述钢板的化学组成，以质量％计，含有

C：0.030～0.070％、

Si：0.05～0.50％、

Mn：1.05～1.65％、

Al：0.010～0.070％、

Ti：0.005～0.020％、

Nb：0.005～0.045％、

Ca：0.0010～0.0050％、

N：0.0010～0.0050％、

Ni：0～0.50％、

Mo：0～0.50％、

Cr：0～0.50％、

Cu：0～0.50％、

V：0～0.100％、

Mg：0～0.0100％、

REM：0～0.0100％，

且限制为P：0.015％以下、

S：0.0015％以下、

O：0.0040％以下，

余量为Fe和杂质，

所述钢板由下式(1)定义的Ceq为0.250～0.350，

内部金属组织包含以合计面积率计为85％以上的粒状贝氏体和贝氏体中的一者或两者，并且，包含以面积率计为1.0％以下的马氏体-奥氏体组分，所述内部金属组织是从所述母材部的距表面沿深度方向1.0mm的位置起到板厚中心的范围的金属组织，但该范围不包括深度方向1.0mm的位置，

所述贝氏体是原奥氏体晶界清晰，晶粒内细小的板条组织发达，板条内、板条间分散有细小的碳化物和MA的组织，

所述粒状贝氏体是在针状铁素体与贝氏体中间的转变温度下产生的，是能部分地看到原奥氏体晶界，晶粒内存在粗的板条组织，在板条内、板条间分散存在细小的碳化物和奥氏体·马氏体混合物的部分，以及原奥氏体晶界不清晰且针状或不定形的铁素体部分混合存在的组织，

在所述内部金属组织中，最大硬度为248Hv以下，并且平均硬度为170～220Hv，

表层部金属组织包含以合计面积率计为95％以上的粒状贝氏体和回火贝氏体中的一者或两者，所述表层部金属组织是从所述母材部的所述表面起到沿所述深度方向1.0mm的范围的金属组织，

所述表层部金属组织的最大硬度为250Hv以下，

所述钢板的板厚为15mm以下，

Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Ni]+[Cu])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/15···(1)

2.根据权利要求1所述的钢管，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自以下中的1者或2者以上，

Ni：0.05～0.50％、

Mo：0.05～0.50％、

Cr：0.05～0.50％、

Cu：0.05～0.50％、

V：0.010～0.100％、

Mg：0.0001～0.0100％、

REM：0.0001～0.0100％。

3.根据权利要求1或2所述的钢管，其特征在于，所述内部金属组织的余量由铁素体构成。

4.一种钢板，其特征在于，是权利要求1～3中任一项所述的钢管的所述母材部中使用的钢板。