耐磨損焊接鋼管及其制造方法
【專利摘要】該耐磨損焊接鋼管中，母材和焊接金屬含有特定量的化學成分，耐磨損焊接鋼管的母材的維氏硬度在150～250的范圍內，焊接金屬的維氏硬度在230～350的范圍內，焊接熱影響區(qū)的維氏硬度在150～350的范圍內，焊接金屬中，長寬比為5以上的含有選自Fe、Mn、Ti中的1種以上的硫化物的分散密度為10個/mm2以下。由此，能夠提供可在不降低耐焊接裂紋性的情況下，以高生產率、低成本制造的耐磨損焊接鋼管。
【專利說明】耐磨損焊接鋼管及其制造方法
【技術領域】
[0001]本發(fā)明涉及輸送物的輸送中使用的配管所使用的焊接鋼管及其制造方法，特別涉及由輸送物引起的碰撞磨損成為問題的部位所使用的耐焊接裂紋性優(yōu)異的耐磨損焊接鋼管及其制造方法。
【背景技術】
[0002]砂礫、煤燃燒灰等輸送物的輸送中使用的配管中，因為由這些輸送物引起的碰撞磨損而導致經年性地發(fā)生管體變薄。配管達到一定水平以上的變薄量時就必須更換，更換的配管的材料費和施工費以及由更換時的管道或工廠設備的作業(yè)停止導致的輸送量、生產量的減少成為問題。因此，對于配管，期待應用不發(fā)生由碰撞磨損所致的變薄或者即便發(fā)生變薄，變薄速度也慢的焊接鋼管。
[0003]另一方面，已知鋼管的耐磨損性與鋼管的硬度很對應。然而，提高鋼管材料的硬度時會顯著阻礙冷加工性，變得難以通過U0E、壓力折彎法(Press Bend)等高效率的制管方法制造焊接鋼管。出于這樣的理由，通常無法將面向建設機械.工業(yè)機械領域開發(fā)的硬度高的耐磨損鋼板直接作為鋼管材料使用。
[0004]另外，如果為了提高鋼管的硬度而大量地添加C等合金元素，則焊接性降低，對焊接鋼管進行縫焊時需要在高的溫度下進行預熱、后熱。另外，如果提高鋼管的硬度，則產生焊接裂紋，修補裂紋產生部位的頻率也增加，所以必然導致生產率的降低。因此，耐磨損鋼管必須具備耐磨損性和 冷加工性以及焊接性等相反的特性。
[0005]對此，專利文獻I中公開了通過使鋼管材料的Si的含量為0.5%~2.0 %的范圍內，并在鋼管成型后加熱到2相區(qū)后實施淬火處理，從而確保優(yōu)異的耐磨損性的方法。專利文獻2中公開了通過使鋼管材料的Si的含量為0.5%~2.0%的范圍內，并在鋼管成型后加熱到2相區(qū)后實施彎曲加工，從而制造確保優(yōu)異的耐磨損性的彎曲鋼管的方法。
[0006]專利文獻3中公開了通過使以與專利文獻I和2相同的方法制造的焊接鋼管的硬度為200~350，從而兼得耐磨損性和焊接性的方法。專利文獻4中公開了使無縫鋼管中鋼管材料的Si的含量為0.5%~2.0 %的范圍內，并在加熱到2相區(qū)后進行2階段冷卻，兼得優(yōu)異的耐磨損性和韌性的方法。
[0007]專利文獻5~7中公開了通過使鋼管材料的C的含量為0.4%~0.5%的范圍內，在鋼管成型后加熱鋼管，從內表面進行水冷淬火，從而確保鋼管內表面的耐磨損性的方法。專利文獻8中公開了在熱軋無縫鋼管后，在外表面完成鐵素體轉變而內表面未完成鐵素體轉變的階段對內表面?zhèn)冗M行水冷，從而確保鋼管內表面的耐磨損性的方法。
[0008]專利文獻9中公開了使用低合金鋼和淬透性比低合金鋼高的熔融合金鋼的多層鋼坯，在鋼管成型后加熱鋼管，僅冷卻內表面，從而確保耐磨損性的方法。專利文獻10中公開了通過使用與專利文獻9相同的鋼坯，熱軋后對熔融合金鋼側進行水冷，從而確保耐磨損性的方法。專利文獻11和12中公開了通過使用多層鋼坯并使鋼管材料的外層的C的含量為0.2%~0.6%的范圍內來確保耐磨損性，并通過使內層的C的含量為0.01%~0.30%的范圍內來確保其它特性的方法。
[0009]專利文獻13中公開了以下方法:在將高碳鋼用于內表面?zhèn)冉Y合材料的包層鋼管中，在縫焊的至少內表面最表層的焊接通道中使用C的含量比結合材料高的焊接材料進行堆焊，從而確保內表面最表層焊接部的耐磨損性和其它焊接部的穩(wěn)固性。
[0010]專利文獻14中公開了通過對漿料磨損性不同的多個圓弧狀鋼板的端部進行焊接而制成鋼管，確保與漿料接觸的部分的耐磨損性的方法。專利文獻15中公開了通過對板厚不同的多個圓弧狀鋼板的端部進行焊接而制成鋼管，確保與漿料接觸的部分的耐磨損性的方法。專利文獻16中公開了將以礦渣為主要原料的結晶化物質內襯于鋼管來確保鋼管內表面的耐磨損性的方法。
[0011]專利文獻
[0012]專利文獻1:日本特開平6-220534號公報
[0013]專利文獻2:日本特開平6-158163號公報
[0014]專利文獻3:日本特開平7-90489號公報
[0015]專利文獻4:日本特開平9-184014號公報
[0016]專利文獻5:日本特開平8-295934號公報
[0017]專利文獻6:日本特開 平8-295988號公報
[0018]專利文獻7:日本特開平8-295989號公報
[0019]專利文獻8:日本特開平1-234520號公報
[0020]專利文獻9:日本特開平4-52026號公報
[0021]專利文獻10:日本特開平4-56726號公報
[0022]專利文獻11:日本特開平5-98351號公報
[0023]專利文獻12:日本特開平5-98390號公報
[0024]專利文獻13:日本特開平10-8191號公報
[0025]專利文獻14:日本特開昭62-220215號公報
[0026]專利文獻15:日本特開昭62-220217號公報
[0027]專利文獻16:日本特開昭50-48519號公報

【發(fā)明內容】

[0028]然而，專利文獻I~4中公開的方法中，都必須將鋼管加熱到2相區(qū)后進行淬火，存在如下問題:需要鋼管的淬火裝置，因淬火導致鋼管真圓度降低，進而導致生產效率降低。通過在鋼管材料階段實施2相區(qū)熱處理也能確保耐磨損性，但是在這種情況下，由于過度高強度化而變得難以通過冷加工向鋼管形狀進行成型。
[0029]專利文獻5~7中公開的方法不對鋼管整體進行熱處理，因此與專利文獻I~4中公開的方法相比稍微簡便，也容易確保真圓度。然而，這些方法中，都需要對鋼管的內表面進行淬火，存在需要鋼管內表面的淬火裝置、生產效率降低的問題。另外，僅使鋼管內表面高硬度化時，鋼管的變薄速度不是一定的，剩余壽命評價變得困難。另外，為了通過內表面淬火來確保耐磨損性，需要提高鋼管材料的C的含量，焊接性降低成為問題。另外，專利文獻8中公開的方法利用了無縫鋼管熱軋后的內外表面的冷卻速度之差，難以應用于焊接鋼管。[0030]專利文獻9~13中公開的方法都使用了多層鋼坯或包層，多層鋼坯、包層的制造中花費大量成本。專利文獻14和15中公開的方法中，必須制造圓弧狀的板，還需要至少2根以上的縫焊部，因此制造性有問題。此外，對于壓送煤燃燒灰等微粉體的管道而言，由于鋼管內表面整體磨損，所以該方法沒有效果。
[0031]專利文獻16中公開的方法是將耐磨損性材料內襯于鋼管內表面的方法的一個例子，對鋼管內表面實施內襯時，使生產成本顯著增大，因此不能說是有效的方法。另外，將聚氨酯等內襯加工于鋼管的操作也通常進行，但是從生產成本的觀點考慮不能說是有效的方法。
[0032]如上所述，以往的技術導致成本增大、生產率降低、焊接性劣化、成型性劣化，另外，需要特別的裝置，難以在不使這些特性劣化的情況下，制造耐磨損性優(yōu)異的焊接鋼管。
[0033]本發(fā)明是鑒于上述課題而作出的，其目的在于，提供能夠在不降低耐焊接裂紋性的情況下，以高生產率、低成本制造的耐磨損焊接鋼管及其制造方法。
[0034]本發(fā)明的耐磨損焊接鋼管，其特征在于，是將厚鋼板冷加工成筒狀并對接焊而成的耐磨損焊接鋼管，該耐磨損焊接鋼管的母材的化學成分為，以質量％計，含有C:0.05%以上且小于0.40%、S1:0.05%以上且小于0.5%、Mn:0.1%~2.0%、P:0.03%以下、
S:0.01 % 以下、Al:0.1 % 以 、T1:0.1 % ~1.2%，進而，含有選自 Cu:0.1 % ~L O %、N1:0.1 % ~2.0 %、Cr:0.1 % ~1.0 %、Mo:0.05 % ~1.00 %、W:0.05 % ~1.00 %、B:0.0003%~0.0030%中的I種以上，由下述(I)式表示的Ceq為0.55以下，由下述(2)式表示的DI*小于60，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成，上述耐磨損焊接鋼管的焊接金屬的化學成分為，以質量％計，含有C:0.05%以上且小于0.30%, S1:0.05%以上且小于 0.50%、Mn:0.1 %~2.0%、P:0.03% 以下、S:0.01% 以下、Al:0.1% 以下、T1:0.05%~1.2%, N:0.008% 以下、O:0.02%~0.08%，進而，含有選自 Cu:0.1%~1.0%,N1:0.1 % ~2.0 %、Cr:0.1 % ~1.0 %、Mo:0.05 % ~1.00 %、W:0.05 % ~1.00 %、B:0.0003%~0.0030%中的I種以上，由下述(I)式表示的Ceq為0.55以下，由下述(3)式表示的UCS小于42，由下述(4)式表示的PTI為O以上，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成，上述耐磨損焊接鋼管的母材的維氏硬度在150~250的范圍內，上述焊接金屬的維氏硬度在230~350的范圍內，焊接熱影響區(qū)的維氏硬度在150~350的范圍內，上述焊接金屬中，長寬比為5以上的含有選自Fe、Mn、Ti中的I種以上的硫化物的分散密度為10個/mm2以下。
[0035]Ceq = C+Mn/6+ (Cu+Ni) /15+ (Cr+Mo+V) /5— (I)式
[0036]DI* = 33.85X (0.1XC*)0 5X (0.7XSi+l) X (3.33XMn+l) X (0.35XCu+l) X (0.36ΧΝ?+1) X (2.16XCr+l) X (3XMo*+l) X (1.5XW*+1)…(2)式
[0037]其中，C*= C— 1/4X (T1-48/14 XN) ,Mo* = MoX [I — 0.5X (Ti — 48/14 XN)]，W* = WX [1- 0.5X (Ti — 48/14XN)]
[0038]UCS = 230XC- 12.3XSi — 5.4XMn+75XP+190XS — 14XAl+45XNb — 1...(3)
式
[0039]PTI = T1- 1.5X (0 — 0.89XA1) — 3.4XN — 4.5XS...(4)式
[0040]這里，各式的右邊的元素符號表示各自的含量(質量％)，不含有時設為O。
[0041]本發(fā)明的耐磨損焊接鋼管，其特征在于，在上述發(fā)明中，上述耐磨損焊接鋼管的母材和上述焊接金屬中的至少任一者的化學成分為，以質量％計，含有選自Nb:0.005%~
1.000%和 V:0.005%~1.000%中的 I 種以上。
[0042]本發(fā)明的耐磨損焊接鋼管，其特征在于，在上述發(fā)明中，上述耐磨損焊接鋼管的母材的金屬組織以鐵素體組織和珠光體組織為基體組織，硬質相分散在該基體組織中。
[0043]本發(fā)明的耐磨損焊接鋼管，其特征在于，在上述發(fā)明中，上述硬質相的分散密度為400個/mm2以上。
[0044]本發(fā)明的耐磨損焊接鋼管的制造方法，其特征在于，制造本發(fā)明的耐磨損焊接鋼管時，將鋼坯熱軋后，以2°C /秒以下的冷卻速度冷卻到400°C以下，制造厚鋼板，將該厚鋼板冷加工成筒狀，進行對接焊。
[0045]本發(fā)明的耐磨損焊接鋼管的制造方法，其特征在于，在上述發(fā)明中，通過埋弧焊進行上述對接焊。
[0046]根據本發(fā)明，能夠提供在不降低耐焊接裂紋性的情況下，以高生產率、低成本制造的耐磨損焊接鋼管及其制造方法。
【具體實施方式】
[0047]本發(fā)明人等進行了著眼于鋼管材料和焊接金屬各自的化學成分、金屬組織、析出物分散形態(tài)、硬度等的研究，得到以下見解。以下說明中，鋼管材料是指用于制造焊接鋼管的鋼板，將該鋼板通過U0E、壓力折彎法之類的冷加工制成筒狀的形狀，對其端部進行對接焊，制成焊接鋼管。焊接鋼管由焊接金屬、焊接熱影響區(qū)以及它們以外的母材構成。即，可以認為鋼管材料的各特性與焊接鋼管的母材的各特性幾乎相同。因此，以下說明中，提到鋼材的特性時，主要是，如果為焊接前，就稱為“鋼管材料”，如果為焊接以后，就稱為“焊接鋼管的母材”或簡稱為“鋼管的母材”、“母材”，沒有必要區(qū)別時，有時適當地使用這些用語。
[0048]首先，本發(fā)明人等對鋼管材料的化學成分、組織形態(tài)與耐磨損性、彎曲加工性的關系進行了研究。其結果，本發(fā)明人等發(fā)現，彎曲加工性是可以通過鋼管材料的硬度而幾乎毫無疑義地整理的，與此相對，耐磨損性不僅受到硬度影響，還受到析出物分散形態(tài)影響。即，在鋼材的鋼液階段結晶的比較粗大的析出物在基體相中均勻地分散的鋼管母材具有非常優(yōu)異的耐磨損性。因此，本發(fā)明人等使金屬組織的基體相為柔軟的鐵素體組織和珠光體組織的混合組織(以下有時省略為“鐵素體+珠光體組織”)而降低硬度，從而提高彎曲加工性，通過形成含有Ti和C的化學成分，從而使TiC等硬質第2相均勻地分散在基體相中而提聞耐磨損性。
[0049]通過使用該鋼管材料，能夠利用U0E、壓力折彎法之類的冷加工制造具有優(yōu)異的耐磨損性的焊接鋼管。另外，本發(fā)明的鋼管材料為了使TiC分散，有時與通常的低碳鋼相比含有大量的C，因此對接焊中的焊接性提高也成為課題。此外，本發(fā)明人等著眼于焊接時的熱裂紋的產生機理進行了研究，得到以下見解。對于通常的高碳鋼的焊接而言，在最終凝固時，S在未凝固部濃縮而形成FeS。該FeS是延展性低的薄膜狀硫化物，因此成為在冷卻中焊接金屬開裂的原因。即，通過添加大量Ti而使球狀的TiS析出，抑制作為薄膜狀硫化物的FeS的生成，能夠降低熱裂紋敏感性。
[0050]進而，本發(fā)明人等得到以下見解:為了在焊接部的快速冷卻凝固中生成TiS，Ti必須為由S的化學計量比確定的質量％比的3倍以上。另外，本發(fā)明人等發(fā)現對于冷裂紋，通過控制碳當量等化學成分、焊接條件，使維氏硬度為350以下，能夠降低敏感性。
[0051]以下對本發(fā)明的各構成要件的限定理由分項目進行說明。應予說明，以下，化學成分的單位全部設為質量％，硬度全部以維氏硬度(Hv)測定。應予說明，以下說明中，有時也將焊接鋼管的母材簡稱為“鋼管母材”。
[0052]1.焊接鋼管的母材(鋼管母材)
[0053]1.1鋼管母材的化學成分
[0054]首先對鋼管母材的化學成分的限定理由進行說明。
[0055]〔C的含量〕
[0056]C在金屬組織中提高基體相的硬度而使耐磨損性提高，并形成作為硬質的第二相(以下，也稱為硬質相)的Ti碳化物，為對耐磨損性的提高有效的元素。為了得到這樣的效果，必須為0.05%以上的含量。另一方面，含量為0.40%以上時，作為硬質相的碳化物變得粗大，不僅在彎曲加工時以碳化物為起點而產生裂紋，而且縫焊時使焊接熱影響區(qū)的硬度增大，導致冷裂紋敏感性提高。因此，將C的含量規(guī)定在0.05%以上且小于0.40%的范圍內。優(yōu)選C的含量為0.15%~0.35%的范圍內。
[0057]〔Si 的含量〕
[0058]Si是作為脫氧元素有效的元素，為了得到這樣的效果，必須為0.05%以上的含量。另外，Si是固溶于鋼中而通過固溶強化來有助于高硬度化的有效的元素，但是含量為
0.5%以上時，使延展性、韌性降低，進而產生夾雜物量增加等問題。因此，將Si的含量限定在0.05%以上且小于0.5%的范圍內。優(yōu)選Si的含量為0.05%~0.40%的范圍內。
[0059]〔Mn 的含量〕
[0060]Mn是通過固溶強化而有助于高硬度化的有效的元素，為了得到這樣的效果，必須為0.1%以上的含量。另一方面，含量超過2.0%時，使焊接性降低。因此，Mn的含量限定在0.1%~2.0%的范圍內。優(yōu)選Mn的含量為0.1%~1.60%以下的范圍內。
[0061]〔P的含量〕
[0062]P是雜質元素，從鋼管母材的韌性、焊接金屬的耐熱裂紋敏感性的觀點考慮，優(yōu)選低含量。然而，為了減少P的含量，會導致制鋼工序的成本增大，因此P的含量可以允許在
0.03%以下的范圍內。
[0063]〔S的含量〕
[0064]S是雜質元素，從鋼管母材的延展性、焊接金屬的耐熱裂紋敏感性的觀點考慮，優(yōu)選低含量。然而，為了減少S的含量，會導致制鋼工序的成本增大，因此S的含量可以允許在0.01%以下的范圍內。
[0065]〔Al 的含量〕
[0066]Al作為脫氧劑起作用，這樣的效果是可以在0.0020%以上的含量時被確認的。然而，含量為超過0.1 %的大量時，使鋼的清潔度降低。因此，將Al的含量限定在0.1%以下的范圍內。優(yōu)選Al的含量為0.0020%~0.055%以下的范圍內。
[0067]〔Ti 的含量〕
[0068] Ti與C共同是本發(fā)明中的重要元素，是形成作為有助于耐磨損性提高的硬質相的Ti碳化物的必需元素。為了得到這樣的效果，必須為0.1%以上的含量。另一方面，Ti的含量過1.2%時，硬質相的Ti系碳化物粗大化，彎曲加工時以粗大的硬質相作為起點而產生裂紋。因此，使Ti的含量為0.1%~1.2%的范圍內。優(yōu)選Ti的含量為0.1%~0.8%的范圍內。
[0069]本發(fā)明中，從鋼管材料的強度確保等的觀點考慮，可以選擇性地添加I種以上的以下規(guī)定的元素。
[0070]〔Cu 的含量〕
[0071]Cu是通過固溶而提高淬透性的元素，為了得到該效果，必須為0.1%以上的含量。另一方面，含量超過1.0%時，使熱加工性降低。因此，添加Cu時，Cu的含量優(yōu)選限定在0.1%~1.0%的范圍內。更優(yōu)選Cu的含量為0.1%~0.5%的范圍內。
[0072]〔Ni 的含量〕
[0073]Ni是通過固溶而提高淬透性的元素，這樣的效果在0.1 %以上的含量時變得顯著。另一方面，超過2.0%的含量使材料成本顯著上升。因此添加Ni時，Ni的含量優(yōu)選限定在0.1%~2.0%的范圍內。更優(yōu)選Ni的含量為0.1%~1.0%的范圍內。
[0074]〔Cr 的含量〕
[0075]Cr具有提高淬透性的效果，為了得到這樣的效果，必須為0.1 %以上的含量。然而，超過0.1 %的含量有時使焊接性降低。因此，添加Cr時，Cr的含量優(yōu)選限定在0.1%~1.0%的范圍內。更優(yōu)選Cr的含量為0.1 %~0.8%的范圍內。進一步優(yōu)選Cr的含量為0.4%~0.7%的范圍內。 [0076]〔Mo 的含量〕
[0077]Mo是提高淬透性的元素。為了得到這樣的效果，必須為0.05%以上的含量。另一方面，含量超過1.00%時，有時焊接性降低。因此，添加Mo時，Mo的含量優(yōu)選限定在
0.05%~1.00%的范圍內。更優(yōu)選Mo的含量為0.05%~0.40%的范圍內。
[0078]〔W的含量〕
[0079]W是提高淬透性的元素。為了得到這樣的效果，必須為0.05%以上的含量。另一方面，含量超過1.00%時，有時焊接性降低。因此，添加W時，W的含量優(yōu)選限定在0.05%~
1.00%的范圍內。更優(yōu)選W的含量為0.05%~0.40%的范圍內。
[0080]Mo, W由于固溶于TiC中，因此也具有使硬質相的質量增加的效果。
[0081]〔B的含量〕
[0082]B是偏析于晶粒邊界、強化晶粒邊界、有效地有助于韌性提高的元素，為了得到這樣的效果，必須為0.0003%以上的含量。另一方面，含量超過0.0030%時，有時焊接性降低。因此，添加B時，B的含量優(yōu)選限定在0.0003%~0.0030%的范圍內。更優(yōu)選B的含量為0.0003%~0.0015%的范圍內。
[0083]此外，從鋼管材料的強度確保等觀點考慮，可以選擇性且任意地添加I種以上的以下規(guī)定的元素。
[0084]〔Nb 的含量〕
[0085]Nb是通過與Ti復合添加而形成T1、Nb的復合碳化物((NbTi)C)、作為硬質的第二相分散、有效地有助于耐磨損性提高的元素。為了得到這樣的耐磨損性提高的效果，必須為0.005%以上的含量。另一方面，為超過1.000%的含量時，硬質的第二相(T1、Nb的復合碳化物)粗大化，彎曲加工時以硬質的第二相(T1、Nb的復合碳化物)為起點而產生裂紋。因此，添加Nb時，Nb的含量優(yōu)選限定在0.005%~1.000%的范圍內。更優(yōu)選Nb的含量為0.1%~0.5%的范圍內。
[0086]〔V的含量〕
[0087]V是通過與Ti復合添加而與Nb相同地形成T1、V的復合碳化物((VTi)C)、作為硬質的第二相分散、有效地有助于耐磨損性提高的元素。為了得到這樣的耐磨損性提高的效果，必須為0.005%以上的含量。另一方面，為超過1.0%的含量時，硬質的第二相(T1、V的復合碳化物)粗大化，彎曲加工時以硬質的第二相(T1、V的復合碳化物)為起點而產生裂紋。因此，添加V時，V的含量優(yōu)選限定在0.005%~1.000%的范圍內。更優(yōu)選V的含量為0.1%~0.5%的范圍內。
[0088]復合添加Nb和V時，硬質的第二相成為(NbVTi) C，與單獨添加時同樣具有提高耐磨損性的效果。
[0089]一般的鋼管材料的制造中，特別是如果不利用制成高潔凈鋼的真空精煉等時，必然含有N，另外也有有意地含有N的情況。含有N時，除了碳化物外，有時也形成碳氮化物，該碳氮化物也可得到與碳化物相同的效果。但是，N的含量超過0.01%時，碳氮化物中的N的比例增加，硬質第二相的硬度降低，因此有時耐磨損性可能劣化。因此，優(yōu)選N的含量為
0.01%以下的范圍內。
[0090]〔 Ceq 的 值〕
[0091]將Ceq 定義為 Ceq = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5。各式的右邊的元素符號表示各自的含量(質量％)，不含有時設為O。Ceq是表示焊接熱影響區(qū)的淬透性的指數，該值越大，則焊接熱影響區(qū)的硬度越上升，冷裂紋敏感性變高。對于本發(fā)明的耐磨損焊接鋼管而言，若鋼管材料的Ceq超過0.55，則縫焊熱影響部的最高硬度超過350，在不預熱時無法避免冷裂紋的產生，因此使Ceq的上限為0.55。
[0092]〔DI* 的值〕
[0093]由下述⑵式表示的DI*必須小于60。
[0094]DI* = 33.85X (0.1XC*)0 5X (0.7XSi+l) X (3.33XMn+l) X (0.35XCu+l) X (0.36ΧΝ?+1) X (2.16XCr+l) X (3XMo*+l) X (1.5XW*+1)…(2)式
[0095]各式的右邊的元素符號表示各自的含量(質量％ ),不含有時為0。另外，以O =C- 1/4X (Ti — 48/14N)，Mo* = MoX (1 — 0.5X (Ti — 48/14N) ,W* = WX (1 — 0.5X (Ti —48/14N)定義，設為 DI* < 60。
[0096]DI*是表示淬透性的指標，該值越大，則淬透性變得越大。另外，C*是用與其它含有元素的量的關系修正了 C元素對淬透性的貢獻的指標，Mo*、W*也是出于相同的想法而進行了修正的指標。
[0097]若DI*為60以上，則即便熱軋后以本發(fā)明中規(guī)定的條件進行冷卻，母材的組織也成為鐵素體和貝氏體的混合組織(有時也標記為“鐵素體+貝氏體”)，硬度變得過高而無法確保成型性，因此規(guī)定為小于60。
[0098]1.2鋼管母材的特性
[0099]〔鋼管母材的硬度〕
[0100]鋼管母材的硬度以維氏硬度計小于150時，得不到優(yōu)異的耐磨損性，因此使鋼管母材的硬度的下限為150。若鋼管母材的硬度超過250，則加工性劣化，變得難以通過U0E、壓力折彎法之類的冷加工來制管，因此使鋼管母材的硬度的上限為250。[0101]〔焊接熱影響區(qū)的硬度〕
[0102]鋼管焊接熱影響區(qū)的硬度以維氏硬度計小于150時，得不到優(yōu)異的耐磨損性，因此使鋼管焊接熱影響區(qū)的硬度的下限為150。若焊接熱影響區(qū)的最大硬度超過350，則冷裂紋敏感性提高，不進行后熱時就無法防止延遲破壞的產生，因此使鋼管焊接熱影響區(qū)的硬度的上限為350。
[0103]〔金屬組織〕
[0104]本發(fā)明的鋼管母材以鐵素體組織和珠光體組織為基體組織，優(yōu)選硬質相(硬質的第二相)分散在基體組織中而成的組織為金屬組織?；w組織是指以體積率計具有90%以上，本發(fā)明的鋼管材料的鐵素體組織和珠光體組織這2個組織占整體的90%以上。進而，其中，鐵素體組織的體積率為70%以上，且優(yōu)選為以當量圓直徑計平均粒徑為20 μ m的鐵素體組織。另外，考慮到加工性，優(yōu)選基體組織的維氏硬度(Hv)為220以下。
[0105]〔硬質相的分散密度〕
[0106]作為硬質相，優(yōu)選TiC等Ti系碳化物，可例示TiC、(NbTi)C, (VTi)C或者Mo、W固溶于TiC中而成的碳化物。硬質相的大小，沒有特別限定，從耐磨損性的觀點考慮，優(yōu)選0.5 μ m~50 μ m左右。另外,從耐磨損性的觀點考慮,硬質相的分散密度優(yōu)選為400個/mm2以上。就硬質相的大小而言，測定各硬質相的面積，由該面積計算當量圓直徑，將得到的當量圓直徑進行算術平均，將平均值作為其鋼板中的硬質相的大小(平均粒徑)。
[0107]2.焊接金屬
[0108]2.1焊接金屬的化學成分
[0109]接下來，對將厚鋼板冷加工成筒狀并通過焊接制造其對接部而成的焊接鋼管的焊接金屬(有時也簡稱為“焊接金屬”)的化學成分的限定理由進行說明。
[0110]〔C的含量〕
[0111]C能夠提高焊接金屬的硬度并能夠提高耐磨損性，為了得到該效果，必須為0.05%以上的含量。另一方面，0.30%以上的含量使焊接金屬的硬度提高，冷裂紋敏感性增強。因此，將C的含量規(guī)定在0.05%以上且小于0.30%的范圍內。優(yōu)選C的含量為0.15%~
0.25%的范圍內。
[0112]〔Si 的含量〕
[0113]Si是作為脫氧元素有效的元素，對焊接金屬的高強度化也發(fā)揮效果。為了得到這樣的效果，必須為0.05%以上的含量。另外，含量為0.50%以上時，延展性、韌性降低，進而產生夾雜物量增加等問題。因此，將Si的含量限定在0.05%以上且小于0.50%的范圍內。優(yōu)選Si的含量為0.05%~0.40%的范圍內。
[0114]〔Mn 的含量〕
[0115]Mn是提高淬透性的元素，能夠使焊接金屬的組織微細化，并能夠提高強度、韌性。為了得到該效果，必須為0.1%以上的含量。另外，含量超過2.0%時，導致過度提高淬透性，焊接性和韌性劣化。因此，將Mn的含量限定在0.1%~2.0 %的范圍內。優(yōu)選Mn的含量為0.1%~1.60%的范圍內。
[0116]〔P的含量〕
[0117]P是雜質元素，從焊接金屬的韌性、耐熱裂紋敏感性的觀點考慮，優(yōu)選低含量。然而，為了減少P的含量，必須降低焊條、鋼管母材的P的含量，導致各自的制鋼工序的成本增大，因此P的含量允許在0.03%以下的范圍內。更優(yōu)選P的含量為0.015%以下的范圍內。
[0118]〔S的含量〕
[0119]S是雜質元素，從焊接金屬的延展性、耐熱裂紋敏感性的觀點考慮，優(yōu)選低含量。然而，為了減少S的含量，必須降低焊條、鋼管母材的S的含量，導致各自的制鋼工序的成本增大，因此S的含量允許在0.01%以下的范圍內。
[0120]〔Al 的含量〕
[0121]Al是為了使焊接金屬脫氧而含有的，但是若含量超過0.1%，則使焊接金屬的韌性劣化。因此，Al的含量應該為0.1%以下的范圍內。優(yōu)選Al的含量為0.03%以下的范圍內。
[0122]〔Ti 的含量〕
[0123]Ti促進焊接金屬在最終凝固部生成球狀TiS，抑制薄膜狀FeS的生成。該效果是在Ti的含量為0.05%以上的情況下得到的，因此使Ti的含量的下限為0.05%。另外，若Ti的含量超過1.2%，則粗大的TiC析出，使焊接金屬的韌性顯著劣化。因此，使Ti的含量的上限為1.2%。優(yōu)選Ti的含量為0.05%~0.5%的范圍內。
[0124]〔N的含量〕
[0125]N是不可避免地混入焊接金屬的元素，以固溶狀態(tài)存在時，使焊接金屬的韌性顯著劣化。即使含有Ti而將N以TiN的形式固定，N的含量超過0.008%時，也無法抑制韌性劣化，因此使N的含量的上 限為0.008%。
[0126]〔O的含量〕
[0127]O很大地影響焊接金屬的韌性，含量超過0.08%時，使焊接金屬的韌性劣化，因此使O的含量的上限為0.08%。另外，含量小于0.02%時，對焊接金屬組織過度淬火，阻礙硬度上升，并阻礙在最終凝固部的FeO生成，促進薄膜狀的FeS生成，熱裂紋敏感性提高等。因此，使O的含量的下限為0.02%。更優(yōu)選O的含量為0.04%~0.08%的范圍內。
[0128]從確保焊接鋼管的焊接金屬的強度、來自鋼管母材的稀釋等觀點考慮，可以選擇性地含有I種以上的以下規(guī)定的元素。
[0129]〔Cu 的含量〕
[0130]Cu是通過固溶來提高淬透性的元素，為了得到該效果，必須為0.1%以上的含量。另一方面，超過1.0%的含量使焊接金屬的韌性降低。因此，Cu的含量優(yōu)選限定在0.1%~1.0%的范圍內。更優(yōu)選Cu的含量為0.1 %~0.5%的范圍內。
[0131]〔Ni 的含量〕
[0132]Ni是通過固溶來提高淬透性的元素，這樣的效果在含量為0.1 %以上時變得顯著。另一方面，超過2.0%的含量使材料成本顯著上升。因此，含有Ni時，Ni的含量優(yōu)選限定在0.1 %~2.0%的范圍內。更優(yōu)選Ni的含量為0.1%~1.0%的范圍內。
[0133]〔Cr 的含量〕
[0134]Cr具有提高淬透性的效果，為了得到這樣的效果，必須為0.1 %以上的含量。然而，超過0.1 %的含量使焊接性降低。因此，含有Cr時，Cr的含量優(yōu)選限定在0.1 %~1.0%的范圍內。更優(yōu)選Cr的含量為0.1 %~0.8%的范圍內。進一步優(yōu)選Cr的含量為0.4%~
0.7%的范圍內。
[0135]〔Mo 的含量〕[0136]Mo是提高淬透性的元素。為了得到這樣的效果，必須為0.05%以上的含量。另一方面，為超過1.0 %的含量時，焊接性降低。因此，含有Mo時，優(yōu)選Mo的含量限定在
0.05%~1.00%的范圍內。更優(yōu)選Mo的含量為0.05%~0.40%的范圍內。
[0137]〔W的含量〕
[0138]W是提高淬透性的元素。為了得到這樣的效果，必須為0.05%以上的含量。另一方面，為超過1.0 %的含量時，焊接性降低。因此，含有W時，W的含量優(yōu)選限定在0.05%~1.0%的范圍內。更優(yōu)選W的含量為0.05%~0.40%的范圍內。
[0139]〔B的含量〕
[0140]B是在晶粒邊界偏析、強化晶粒邊界、有效地有助于韌性提高的元素，為了得到這樣的效果，必須為0.0003%以上的含量。另一方面，超過0.0030%的含量使焊接性降低。另外，焊接后的冷卻中析出Fe3 (CB)6等，使韌性顯著劣化。因此，含有B時，優(yōu)選將B的含量限定在0.0003%~0.0030%的范圍內。更優(yōu)選B的含量為0.0003%~0.0015%的范圍內。
[0141]此外，從確保焊接金屬的強度、來自鋼管母材的稀釋等觀點考慮，可以選擇性且任意地含有I種以上的以下規(guī)定的元素。即，可以母材和焊接金屬各自獨立地或以成為與母材相同的成分體系的方式從Nb:0.005%~1.000%和V:0.005%~1.000%中選擇。通過以成為與母材相同的成分體系的方式選擇 ，能夠起到母材與焊接金屬成為相同特性的效果O
[0142]〔Nb 的含量〕
[0143]Nb是通過析出強化而使焊接金屬的強度提高的元素。該效果可在含量為0.005%以上時得到，在含量超過1.000%時，韌性劣化。因此，含有Nb時，使Nb的含量為0.005%~
1.000%的范圍內。
[0144]〔V的含量〕
[0145]V是通過析出強化、固溶強化而使焊接金屬的強度提高的元素。該效果可在含量為0.005%以上時得到，在含量超過1.000%時韌性劣化。因此，含有V時，使V的含量為0.005%~1.000%的范圍內。
[0146]〔Ceq 的值〕
[0147]焊接鋼管的焊接金屬中，若由上述(I)式定義的Ceq超過0.55，則焊接熱影響區(qū)的最高硬度超過350，焊接時若不預熱就無法避免冷裂紋的產生，因此使Ceq的上限為0.55。
[0148](UCS 的值〕
[0149]UCS由下述(3)式定義，是表示熱裂紋敏感性的指標，該值越大，則越容易產生熱裂紋。
[0150]UCS = 230XC- 12.3XSi — 5.4XMn+75XP+190XS — 14XAl+45XNb — 1...(3)
式
[0151]各式的右邊的兀素符號表不各自的含量(質量％)，不含有時為O。
[0152]焊接鋼管的焊接金屬中，若UCS成為42以上，則無法避免熱裂紋的產生，因此使UCS小于42。更優(yōu)選UCS小于40。
[0153](PTI 的值〕
[0154]PTI由下述(4)式定義，是規(guī)定焊接金屬中的Ti的析出狀態(tài)的參數。PTI小于O時，S不形成TiS，生成薄膜狀的FeS，熱裂紋敏感性提高，因此規(guī)定PTI為O以上。[0155]PTI = T1- 1.5X (0 — 0.89XA1) — 3.4XN — 4.5XS...(4)式
[0156]各式的右邊的元素符號表示各自的含量(質量％)，不含有時為O。
[0157]2.2焊接金屬的特性
[0158]〔焊接金屬的硬度〕
[0159]就焊接金屬而言，由于母材中結晶的TiC會固溶，所以為了確保與母材、焊接熱影響區(qū)相同的耐磨損性，必須確保更高的硬度，為了得到充分的耐磨損性，必須使維氏硬度為230以上。另一方面，若最大硬度以維氏硬度計超過350，則冷裂紋敏感性提高，若不進行后熱就無法防止延遲破壞的產生，因此使維氏硬度的上限為350。
[0160]〔硫化物的分散密度〕
[0161]焊接金屬中，S在凝固過程中在最終凝固部偏析。最終凝固部中，S形成以FeS為主體的延展性低的薄膜狀硫化物，成為熱裂紋的起點。該以FeS為主體的薄膜狀硫化物中，Mn,Ti等硫化物形成元素也被復合化。因此，將硫化物限定為含有選自Fe、Mn、Ti中的I種以上的硫化物。
[0162]從抑制熱裂紋的 觀點考慮，薄膜狀硫化物越少越好，但是有時會有焊接金屬的凝固時的攪拌不充分的情況等薄膜狀的長寬比為5以上的硫化物殘存的情況。長寬比小于5時，即便含有選自Fe、Mn、Ti中的I種以上的硫化物存在，也不會成為熱裂紋的起點，因此硫化物的分散密度不成為問題。但是，如果是該長寬比為5以上的含有選自Fe、Mn、Ti中的I種以上的硫化物，則成為熱裂紋的起點。
[0163]因此，若長寬比為5以上的含有選自Fe、Mn、Ti中的I種以上的硫化物的分散密度為10個/mm2以下，則不產生熱裂紋，因此使硫化物的分散密度的上限為10個/mm2。該分散密度的范圍可以主要通過將Mn、T1、S的含量和USC、PTI控制在上述焊接金屬的化學組成范圍來實現。
[0164]長寬比為5以上的硫化物的分散密度的測定如后述的實施例那樣進行。硫化物的長寬比是指觀察硫化物的形狀來測定長的方向與短的方向的長度，其比值(=長的方向的長度/短的方向的長度)。
[0165]3.制造方法
[0166]3.1鋼管材料的制造方法
[0167]本發(fā)明的耐磨損鋼板可以將上述組成的鋼液用公知的熔煉方法熔煉，通過連續(xù)鑄造法或鑄錠-開坯軋制法，制成規(guī)定尺寸的鋼坯等鋼材料而制造。應予說明，使用鑄錠法的情況下，將硬質相調整成所希望的大小和個數時，必須控制錠的大小和冷卻條件。將硬質相調整成規(guī)定的大小和個數時，例如，使用連續(xù)鑄造法的情況下，優(yōu)選以厚度為200_~400mm的鑄片的1500°C~1200°C的溫度域的冷卻速度為0.2V /s~10°C /s的范圍內的方式對冷卻進行調整、控制。
[0168]鋼坯優(yōu)選在不用水冷等進行強制冷卻的情況下，立即熱軋或者冷卻后，再次加熱到950~1250°C，然而進行熱軋，制成所希望的板厚的厚鋼板。本發(fā)明中，厚鋼板是指板厚為6mm~50mm的范圍內的鋼板。熱軋后，在不進行熱處理的情況下，以冷卻速度為2°C /s以下進行冷卻。若冷卻速度超過2°C /s，則難以得到鐵素體-珠光體組織，拉伸強度成為800MPa以上，鋼板彎曲加工時的加工負荷上升，有時加工性劣化。因此，使冷卻速度為2V /s以下。冷卻速度稱為平均冷卻速度，測定是通過利用放射溫度計等進行表面溫度的實際測量等方法進行的。
[0169]熱軋條件只要能夠制成所希望的尺寸形狀的鋼板即可，不特別限定?？紤]作為厚鋼板的要求性能、特別是考慮韌性的情況下，優(yōu)選使表面溫度為920°C以下時的壓下率為30%以上，且使軋制結束溫度為900°C以下。本發(fā)明的鋼管材料不必在熱軋后實施熱處理，熱軋后就可直接用于需要彎曲加工的各種用途。
[0170]將厚鋼板冷加工成筒狀，將其對接部焊接的方法，從焊接金屬的成分調整、焊接作業(yè)的效率的觀點考慮，優(yōu)選埋弧焊。另外，從高速化的觀點考慮，可以使用多電極的埋弧焊。對于焊接材料沒有特別規(guī)定，為了滿足本發(fā)明的焊接金屬化學成分的規(guī)定范圍，優(yōu)選助焊劑為熔融型的酸性助焊劑。另外，優(yōu)選助焊劑和焊條中不添加B，盡量減少P、S。
[0171]〔實施例〕 [0172]將表1所示的各種組成的鋼液通過連續(xù)鑄造制成鋼坯，在連續(xù)爐中加熱至1130°C，以最終軋制溫度為850°C ±20°C的方式實施熱軋，制成板厚15mm的厚鋼板，其后，以各種條件冷卻(空冷、水淋)。
[0173][表1]
[0174]
【權利要求】
1.一種耐焊接裂紋性優(yōu)異的耐磨損焊接鋼管，其特征在于，所述耐磨損焊接鋼管是將厚鋼板冷加工成筒狀并對接焊而成的， 該耐磨損焊接鋼管的母材的化學成分為，以質量％計，含有c:0.05%以上且小于0.40%, S1:0.05% 以上且小于 0.5%、Mn:0.1%~2.0%、P:0.03% 以下、S:0.01% 以下、Al:0.1 % 以下、T1:0.1%~ 1.2%，進而，含有選自 Cu:0.1%~1.0%、N1:0.1%~2.0%、Cr:0.1%~1.0%, Mo:0.05%~1.00%, W:0.05%~1.00%, B:0.0003%~0.0030%中的I種以上，由下述(I)式表示的Ceq為0.55以下，由下述(2)式表示的DI*小于60，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成， 所述耐磨損焊接鋼管的焊接金屬的化學成分為，以質量％計，含有C:0.05%以上且小于 0.30%、S1:0.05% 以上且小于 0.50%、Mn:0.1%~2.0%、P:0.03% 以下、S:0.01% 以下、Al:0.1% 以下、T1:0.05%~1.2%、N:0.008% 以下、O:0.02%~0.08%，進而，含有選自 Cu:0.1%~1.0%、N1:0.1%~2.0%、Cr:0.1%~1.0%、Mo:0.05%~1.00%、W:0.05%~1.00%、Β:0.0003%~0.0030%中的I種以上，由下述(I)式表示的Ceq為0.55以下，由下述⑶式表示的UCS小于42，由下述(4)式表示的PTI為O以上，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成， 所述耐磨損焊接鋼管的母材的維氏硬度在150~250的范圍內，所述焊接金屬的維氏硬度在230~350的范圍內，焊接熱影響區(qū)的維氏硬度在150~350的范圍內， 所述焊接金屬中，長寬比為5以上的含有選自Fe、Mn、Ti中的I種以上的硫化物的分散密度為10個/mm2以下，
Ceq = C+Mn/6+ ( Cu+Ni) /15+ (Cr+Mo+V) /5— (I)式
DI* = 33.85X (0.1XC*)0 5X (0.7XSi+l) X (3.33XMn+l) X (0.35XCu+l) X (0.36XNi+1) X (2.16XCr+l) X (3XMo*+l) X (1.5XW*+1)…(2)式
其中，C* = C — 1/4X (Ti — 48/14XN), Mo* = MoX [I — 0.5X (Ti — 48/14XN)]、W* = WX [1- 0.5X (Ti — 48/14XN)] UCS = 230XC — 12.3XSi — 5.4XMn+75XP+190XS — 14XAl+45XNb — 1...(3)式 PTI = T1- 1.5X (0 — 0.89XA1) — 3.4XN — 4.5XS...(4)式 這里，各式的右邊的元素符號表示各自的含量(質量％ )，不含有時設為O。
2.根據權利要求1所述的耐磨損焊接鋼管，其特征在于，所述耐磨損焊接鋼管的母材和所述焊接金屬中的至少一者的化學成分為，以質量％計，含有選自Nb:0.005%~1.000%和 V:0.005%~1.000%中的 I 種以上。
3.根據權利要求1或2所述的耐磨損焊接鋼管，其特征在于，所述耐磨損焊接鋼管的母材的金屬組織以鐵素體組織和珠光體組織為基體組織，硬質相分散在該基體組織中。
4.根據權利要求3所述的耐磨損焊接鋼管，其特征在于，所述硬質相的分散密度為400個/mm2以上。
5.一種耐磨損焊接鋼管的制造方法，其特征在于，制造權利要求1~4中任I項所述的耐磨損焊接鋼管時，將鋼坯熱軋后，以2°C /秒以下的冷卻速度冷卻到400°C以下，制造厚鋼板，將該厚鋼板冷加工成筒狀，進行對接焊。
6.根據權利要求5所述的耐磨損焊接鋼管的制造方法，其特征在于，通過埋弧焊進行所述對接焊。
【文檔編號】B21C37/08GK104040006SQ201380004920
【公開日】2014年9月10日 申請日期:2013年1月8日 優(yōu)先權日:2012年1月10日
【發(fā)明者】谷澤彰彥, 岡津光浩, 植田圭治, 西村公宏, 三田尾真司 申請人:杰富意鋼鐵株式會社