專利名稱：：管線用管用厚壁無縫鋼管及其制造方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及強度、韌性、焊接性優(yōu)異的管線用管用厚壁無縫鋼管及其制造方法。所謂厚壁無縫鋼管，意思是壁厚為25mm以上的無縫鋼管。本發(fā)明的無縫鋼管，是具有API(美國石油協會)規(guī)格所規(guī)定的X70以上的io強度，具體來說就是具有X70(屈服強度482MPa以上)、X80(屈服強度551MPa以上)、X90(屈服強度620MPa以上)、X100(屈服強度689MPa以上)、X120(屈服強度827MPa以上)的強度，兼具良好的韌性的管線用管用的高強度高韌性厚壁無縫鋼管，特別適合海底出油管線(flowline)用。15
背景技術：
位于陸地和淺海的油田的石油、天然氣資源近年來正在枯竭，深海的海底油田的開發(fā)變得活躍。在深海油田中，需要使用出油管線和立管(riser)將原油和天然氣從設置于海底的油井、氣井的坑口輸送到海上的平臺。20在構成深海中所鋪設的出油管線的管道的內部，承受著疊加了深處地層壓力的高壓的內部流體壓力，另外，管道還會受到因波浪導致的反復應變，和在作業(yè)停止時來自深海的海水壓力的影響。因此，作為被使用在這種用途上的管道，在高強度前提下還希望是高韌性的厚壁鋼管。高強度高韌性的無縫鋼管，其制造歷來是用穿孔軋制機對高溫加熱的25鋼坯穿孔后，再進行軋制、延伸，成形為制品的管道形狀，其后實施熱處理。然而，近年來從節(jié)能和工藝流程簡化的觀點出發(fā)，應用在線熱處理以使制造工藝流程簡化的問題得到研究。特別是著眼于在熱加工后有效利用原材所保有的熱量，不使之即刻冷卻到室溫，而是導入淬火工藝流程。根據此方法，能夠達成能源的大幅節(jié)約和制造工藝流程的效率化，從而可以30大幅削減制造成本。由終軋后直接淬火的在線熱處理工藝流程制造的鋼管，如以往，因為是在軋制后即刻被冷卻到室溫，而后沒有被再加熱，所以不經過相變和逆相變的過程。因此，結晶粒容易粗大化，不易確保韌性和耐腐蝕性。為了針對這一問題，提出有如下一些技術使終軋后的鋼管的晶粒微細的技術，5和即使晶粒不是太小，但仍能夠確保韌性和耐腐蝕性的技術。例如，在專利文獻l(特開2001-240913號公報)中公開的技術是，在終軋后使用再加熱爐，調整從終軋到裝入再加熱爐的時間，由此實現晶粒的微細化。另外，在專利文獻2(特開2000-104117號公報)中公開的技術是，調整成分組成，特別是Ti和S的含量，即使晶粒比較大仍具有io良好的性能。然而，為了制造近年來需求有所增加的大深度的海底油田用的高強度厚壁的鋼管，在所述專利文獻1中所公開的技術里并沒有對應。例如，若成為厚壁鋼管，則終軋的溫度變成高溫，達到目標的再加熱爐裝入溫度需要很長時間，生產效率大幅降低。另外，所述專利文獻2中所述的方法也15難以適用于厚壁材。厚壁材的情況下，因為在線熱處理時的冷卻速度變小，所以，即使是應用專利文獻2所公開的組成的鋼，仍有韌性降低這樣的問題。專利文獻1特開2001-240913號公報專利文獻2特開2000-104117號公報20
發(fā)明內容本發(fā)明以解決上述的問題為課題，其目的在于，提供一種特別是在壁厚厚的鋼管的前提下仍具有高強度和穩(wěn)定的韌性的管線用管用無縫鋼管及其制造方法。25l.基礎性的研究和結論首先，對支配厚壁的無縫鋼管的韌性的因素進行了剖析。其結果判明以下幾點。(1)鋼水在凝固時和凝固后的冷卻條件對韌性有很大影響。若冷卻速度小，則韌性降低，因此需要在一定的冷卻速度以上進行冷卻。30(2)此外，將鋼錠加熱到高溫區(qū)域而進行熱加工的開坯軋制工藝流程，不會對韌性有好的影響。(3)上述韌性降低的原因在于，Ti碳氮化物的析出形態(tài)受到凝固時和凝固后的冷卻速度的影響。為了防止此韌性降低，重要的是使Ti碳氮化物微細地析出。5(4)析出強化對在線熱處理材來說，會使強度和韌性的平衡惡化。對獲得高強度是不利的，不過不極力使用析出強化，而是活用相變強化和固溶強化的方法在為了獲得高韌性時是優(yōu)選的。(5)為了獲得均一的金屬組織，需要防止殘留奧氏體和低溫相變馬氏體的生成。io(6)作為合金組成，優(yōu)選的組成是降低Si，再降低P和S，Nb禾口V以不超過一定上限的方式進行控制，且適量含有適量的Ti和Ca、Mg和REM之中的1種以上。由此，厚壁材的韌性大幅提高。(7)上述(1)(6)的結論的取得，以在線熱處理為前提。但是，若應用于離線實施熱處理的鋼材，則能夠獲得更好的韌性。因此，以離線15熱處理制造高強度材時也能夠利用上述的結論。2.基礎試驗及其結果在線熱處理中，因為不存在離線熱處理中的"相變一逆相變"帶來的晶粒微細化工藝流程，所以需要使軋制結束時的晶粒本身就微細化，從而確保韌性。20通常，凝固狀態(tài)下的晶粒粗大，但是通過再加熱并實施開坯軋制，可以使晶粒變得微細。因此，進行實驗室實驗，對在線熱處理材的開坯軋制工藝流程的最佳化進行研究。其結果發(fā)現如下傾向在線熱處理材中，無需開坯軋制條件，就算根本不實施開坯軋制的方法也會使晶粒微細，韌性提高。即，判明了上述現有的一般常識未必正確。25為了理解該預想外的結果，又通過實驗室實驗實施了模擬試驗。首先，作為經過了開坯工序的工藝流程，是將澆鑄的鑄錠加熱到1250°C，進行熱加工并制作坯塊，再加熱到1250°C，通過熱軋和水冷模擬穿孔過程和在線熱處理工序。作為未經過開坯工序的工藝流程，是從澆鑄的鑄錠上以機械加工切下30與通過上述的熱加工而制作的坯塊同尺寸的坯塊，將該坯塊加熱到1250°C，通過熱軋和水冷模擬穿孔過程和在線熱處理工序。上述這兩種試驗的結果是，未實施開坯軋制的晶粒呈壓倒性的微細，韌性提高?？墒?，以實機實施同樣的試制時，卻判明沒有取得期待的效果。因此，5在上述模擬試驗中調查晶粒徑有很大不同的原因。其結果可知，在開坯軋制模擬試驗材中，添加的Ti的幾乎悉數都作為Ti碳氮化物析出，開坯軋制模擬時的加熱和熱加工導致Ti碳氮化物的粒成長，由此析出粒子數減少。若析出粒子減少，則釘軋(pinning)母相的晶粒成長的能力降低，在用于其后的穿孔模擬試驗的坯塊加熱時，不能抑制晶粒的粗大化。io另一方面，在不實施開坯軋制模擬試驗的工藝流程中，首先，鑄錠中的碳氮化物沒有析出，在用于穿孔過程的模擬試驗的加熱時，Ti碳氮化物微細地析出，該Ti碳氮化物釘扎母相的晶粒成長，由此可知晶粒顯著變小。還有，在實機試制時即使省略開坯軋制工序，晶粒幾乎仍就沒有變微15細，就其原因進行調查時發(fā)現，這是因為澆鑄時的冷卻速度大得不夠充分，所以在澆鑄階段已經有Ti碳氮化物析出，固溶狀態(tài)的Ti不存在的原因。澆鑄時析出的Ti碳氮化物因為在高溫下析出，所以容易粗大化，析出個數減少。因此，釘扎母相的晶粒的能力減少。另一方面，若澆鑄時Ti碳氮化物的析出少，充分確保了固溶Ti量，則在之后的制管工藝流程中20的鋼坯加熱時，因為低溫下Ti碳氮化物析出，所以會微細地析出，析出粒子數變多。若析出粒子數多，則釘扎母相的晶粒的作用大，母相的晶粒的粗大化得到抑制。因此，適當控制澆鑄工藝流程中的冷卻速度極為重要。特別是，若凝固后的冷卻速度慢，則在冷卻途中的高溫區(qū)域就會有Ti碳氮化物析出，因為是在位錯比較少的奧氏體域的析出，所以核生成點25少，各個析出物粗大化，成為粗大的分散狀態(tài)。若一旦粗大地析出，則Ti碳氮化物難以在固相中溶解，因此不可能微細分散。另一方面，凝固后的冷卻速度為不會析出Ti碳氮化物的速度時，在澆鑄的鋼坯中不存在Ti碳氮化物，Ti以固溶狀態(tài)存在。在用于其后的熱加工的加熱時，在比較低的溫度下Ti碳氮化物析出。在加熱時析出的情30況下，因為是在位錯多的貝氏體組織中的低溫析出，所以核生成點多，可微細分散析出。還有，若加熱速度大，則析出處于高溫區(qū)域，也可知難以進行微細析出。為了使Ti碳化物充分地微細析出，加熱途中在適當的溫度區(qū)域實施均熱的處理也有效。若Ti碳氮化物一旦微細地析出，則很難粗大化，即5使在實施了開坯軋制的情況下，仍可發(fā)揮出晶粒粗大化抑制效果。但是，因為在開坯軋制時Ti碳氮化物發(fā)生了一些粗大化，所以可以使凝固時的固溶Ti比不實施開坯軋制時存在得多。因為利用V和Nb帶來的析出強化容易獲得高強度，所以該析出強化以前大多適用在對高強度、焊接性有要求的鋼材中。然而，厚壁的在線熱io處理材中，因為上述的析出強化會使韌性大大降低，所以是盡量不使用的方法。特別是因為Nb會使在線熱處理材的韌性顯著降低，所以含有時需要設定嚴格的上限。關于V雖然不像Nb那樣，但也要設定上限，以相變強化和固溶強化為基礎，進行確保強度的合金設計。此外，若成為厚壁材，則通過熱處理的第一階段的淬火處理很難得到15均一的金屬組織，從而有韌性降低的傾向。為厚壁材時因為冷卻速度降低，所以成為均一的相變組織很困難。即，冷卻時馬氏體和貝氏體依次相變，但是如果冷卻速度小，C可以在一定程度上擴散，則C會濃縮到未相變的奧氏體中，該部分在最終相變后變成C含量高的馬氏體和貝氏體，成為C含量高的殘留奧氏體。因此，優(yōu)選冷卻速度盡可能設定得大，進行強制冷20卻直至盡量低的溫度。然而，厚壁鋼管的情況下，在加大冷卻速度上存在限度。因此，為了開出發(fā)即使在厚壁材中也能夠達成的冷卻速度下仍成為均一的組織的技術進行研究。其結果發(fā)現，通過抑制濃縮的元素，即減少C的含量，同時也抑制Si的含量，能夠降低C向第二相的濃縮。25基于以上的發(fā)現，明確了下述合金設計和制造工藝流程的基本思想，從而完成本發(fā)明。以下，關于成分含量的"％"意思是"質量％"。首先，C含量限制在0.08。/。以下。此外，Si的上限為0.25%以下，更優(yōu)選為0.15%以下，進一步優(yōu)選為0.10%以下。Ti在凝固時不析出，在其后的鋼坯加熱時作微細的Ti碳氮化物析出并且為適當的含量，需要將其30控制在0.0040.010%的狹窄范圍。此外，在線熱處理的情況下，Nb添加會使韌性降低，同時成為強度偏差的要因，因此不添加Nb，而其作為雜質的上限優(yōu)選為0.005%以下。因為V也會使韌性降低，所以不添加或即使含有也需要在0.08%以下。其他元素從高強度和良好的韌性的平衡的觀點出發(fā)進行調整。對于給5韌性帶來不良影響的P和S分別設定允許上限值。Mn、Cr、Ni、Mo和Cu，則需要考慮韌性和焊接性，并根據目標強度進行選擇和調整。另外，添加脫氧所需要的A1。選擇Ca、Mg和REM之中的l種以上并添加，以確保澆鑄特性，其在使韌性是提高上也有效。此外，為了使穩(wěn)定的Ti碳氮化物析出，需要將N含量控制在狹窄的范圍。io其次，作為制造工藝流程，首先抑制Ti碳氮化物的析出，得到確保有固溶Ti的凝固鋼錠很重要。本發(fā)明者發(fā)現，如果作為上述的C、Ti和N的含量，則緊接凝固之后沒有Ti碳氮化物析出，但是若其后的冷卻速度小，則粗大的Ti碳氮化物析出，因此，凝固后需要在特定的速度以上冷卻。15理想的鑄造是連續(xù)鑄造成圓坯(截面為圓的鋼坯)，但是也可以采取在方形的鑄型中連續(xù)鑄造和作為鑄錠澆鑄，其后再開坯成圓坯的工藝。但是在這種情況下，要更為嚴格地控制鑄造后的冷卻速度，以抑制粗大的TiN析出，確保充分量的固溶Ti很重要。圓坯再加熱到可以熱加工的溫度，實施穿孔、延伸、定形軋制。若固20溶狀態(tài)的Ti充分存在，則再加熱時Ti碳氮化物析出，因為析出溫度比較低，所以與凝固后在冷卻時析出的情況相比，會析出格外微細的Ti碳氮化物。微細析出的Ti碳氮化物個數多，可抑制鋼坯的加熱保持時的晶界移動，防止晶粒粗大化。若進行急速加熱，則低溫下的微細析出不可能進行，得不到晶粒粗大化防止的效果，因此若是緩慢的加熱或在中溫區(qū)域保25持，則微細的Ti碳氮化物的析出得到促進。在制管后的熱處理中，得到均一的組織是確保韌性的需要。為此，使用調整了化學組成的鋼，使強制冷卻結束溫度成為盡量低的溫度，充分地冷卻截止很重要。據此，能夠防止部分性地C稠化了的相變強化組織和殘留奧氏體的生成，從而韌性提高。30遵照以上的基本思想的本發(fā)明，以下述的(1)和(2)的管線用管用無縫鋼管和(3)(6)的管線用管用無縫鋼管的制造方法為要旨。(1)一種高強度、韌性良好的管線用管用厚壁無縫鋼管，其中，含有C:0.030.08%、Si:0.25%以下、Mn:0.32.5%、Al:0扁0.腦、Cr:0.021.0%、Ni:0.021.0%、Mo:0.021.2%、Ti:0.0040.010%、5N:0.0020.008%、以及Ca、Mg和REM之中的1種或2種以上合計為0.00020.005%、V:00.08%、Nb:00.05°/0、Cu:01.0%，余量由Fe和雜質構成，雜質中的P為0.05%以下，S為0.005。/。以下。(2)—種高強度、韌性良好的管線用管用厚壁無縫鋼管，上述的成分之中，含有0.00030.01%的B替代Fe的一部分。io(3)—種高強度、韌性良好的管線用管用厚壁無縫鋼管的制造方法，其以下述的(a)(e)的工序為特征。(a)將具有上述(1)或(2)所述的化學組成的鋼水，通過連續(xù)鑄造而使之凝固成截面為圓形的鋼坯的工序。(b)使1400。C1000。C之間的平均冷卻速度為6"/分以上，將上述15的鋼坯冷卻到室溫的工序。(c)使550。C900。C之間的平均加熱速度為15。C/分以下而加熱至1150128(TC以后，通過穿孔和軋制制造無縫鋼管的工序。(d)制管后即刻以8501000。C進行均熱后，或者制管后即刻冷卻，接著加熱到850100(TC后，或者制管后即刻使80(TC50(rC之間的平均20加熱速度為8"/分以上而進行連續(xù)強制冷卻至10(TC以下的工序。(e)在500690。C的范圍內的溫度下進行回火的工序。(4)一種高強度、韌性良好的管線用管用厚壁無縫鋼管的制造方法，其以下述的(a)(e)的工序為特征。(a)將具有上述(1)或(2)所述的化學組成的鋼水，通過連續(xù)鑄25造而使之凝固成截面為方形的初軋坯(bloom)或板坯(slab)的工序。(b)使140(TC100(TC之間的平均冷卻速度為8"C/分以上，將上述的初軋坯或板坯冷卻到室溫的工序。(c)使550。C90(TC之間的平均加熱速度為15。C/分以下而加熱至1150128(TC以后，通過鍛造或/和軋制制作截面為圓形的鋼坯并冷卻到室30溫的工序。(d)將上述的鋼坯加熱至1150128(TC以后，通過穿孔和軋制制造無縫鋼管的工序。(e)制管后即刻以850100(TC進行均熱后，或者制管后先冷卻，接著加熱到850100(TC后，或者制管后緊接著使80(TC50(TC之間的平均5加熱速度為8。C/分以上而進行連續(xù)強制冷卻至IO(TC以下的工序。(f)在500690。C的范圍內的溫度下進行回火的工序。(5)—種高強度、韌性良好的管線用管用厚壁無縫鋼管的制造方法，其以下述的(a)(e)的工序為特征。(a)將具有上述(1)或(2)所述的化學組成的鋼水，通過連續(xù)鑄io造而使之凝固成截面為圓形的鋼坯的工序。(b)使140(TC100(TC之間的平均冷卻速度為6。C/分以上，將上述的鋼坯冷卻到室溫的工序。(c)進行550。C100(TC溫度區(qū)域下的15分以上的均熱，加熱至1150128(TC以后，通過穿孔和軋制制造無縫鋼管的工序。15(d)制管后即刻以850100(TC進行均熱后，或者制管后先冷卻，接著加熱到850100(TC后，或者制管后即刻使80(TC50(TC之間的平均加熱速度為8。C/分以上而進行連續(xù)強制冷卻至IO(TC以下的工序。(e)在500690'C的范圍內的溫度下進行回火的工序。(6)—種高強度、韌性良好的管線用管用厚壁無縫鋼管的制造方法，20其以下述的(a)(e)的工序為特征。(a)將具有上述(1)或(2)所述的化學組成的鋼水，通過連續(xù)鑄造而使之凝固成截面為方形的初軋坯或板坯的工序。(b)使140(TC100(TC之間的平均冷卻速度為8'C/分以上，將上述的初軋坯或板坯冷卻到室溫的工序。25(c)進行55(TC1000。C溫度區(qū)域下的15分以上的均熱，加熱至1150128(TC以后，通過鍛造或鄰軋制制作截面為圓形的鋼坯并冷卻到室溫的工序。(d)將上述的鋼坯加熱至1150128(TC以后，通過穿孔和軋制制造無縫鋼管的工序。30(e)制管后即刻以850100(TC進行均熱后，或者制管后即刻冷卻，接著加熱到8501000'C后，或者緊接制管后使80(TC50(TC之間的平均加熱速度為8°。/分以上而進行連續(xù)強制冷卻至IO(TC以下的工序。(f)在50069(TC的范圍內的溫度下進行回火的工序。具體實施方式l.本發(fā)明的鋼管的化學組成首先，對本發(fā)明中使鋼管的化學組成以上述方式進行限定的理由進行以下闡述。還有如前述，表示化學成分含量(濃度)的％是質量°/。的意思。C:0.030.08%ioC是用于確保鋼的強度的重要元素。為了提高淬火性而在厚壁材中得到充分的強度，需要其為0.03%以上。另一方面，若超過0.08%，則韌性降低，因此C為0.030.08%。Si:0.25%以下Si具有作為煉鋼中的脫氧劑的作用，但是不提倡極力添加的方法。其15理由是因為Si尤其會使厚壁材的韌性大幅降低。若Si的含量超過0.25%，則厚壁材的韌性顯著降低，因此即使作為脫氧劑添加時其含量也為0.25%以下。若在0.15%以下則能夠獲得韌性的進一步改善。最優(yōu)選的是抑制為低于0.10%。極端降低作為雜質的Si在煉鋼工藝上很困難，但是若限制得低于0.05%，則能夠得到極其良好的韌性。20Mn:0.32.5%為了提高淬火性，即使是厚壁材也能夠強化至中心并同時提高韌性，需要含有比較大量的Mn。其含量低于0.3%時得不到這些效果，若超過2.5%則耐HIC特性降低，因此Mn為0.32.5%。Al:0.0010.10%25Al作為煉鋼中的脫氧劑添加。為了獲得該效果，需要使其含量為0.001%以上來進行添加。另一方面，若A1的含量超過0.10%，則夾雜物成為團(cluster)狀而使韌性劣化，另外在管端的斜角面(bevel)加工時表面缺陷多發(fā)。因此Al為0.0010.10%。從防止表面缺陷的觀點出發(fā)，優(yōu)選限制其上限，優(yōu)選的上限為0.03%，更優(yōu)選的上限為0.02%。還有，30在本發(fā)明的鋼管中，因為不能期待由Si添加帶來的巨大的脫氧效果，所以為了充分進行脫氧而優(yōu)選Al含量的下限為0.010%。Cr:0.021.0o/oCr使淬火性提高，是在厚壁材中使鋼的強度提高的元素。該效果要變得顯著是含有0.02%以上時。但是，若其含量過剩，則韌性反而降低，因5此為1.0%以下。Ni:0.021.00/0M使淬火性提高，是在厚壁材中使鋼的強度提高的元素。其效果在含有0.02%以上時變得顯著。然而，Ni是昂貴的元素，另外過剩地使之含有其效果也只是飽和，因此將其上限作為1.0%。ioMo:0.021.2%Mo是通過相變強化和固溶強化使鋼的強度提高的元素。其效果在含有0.02%以上時變得顯著。但是若過剩地添加則韌性降低，因此將其上限作為1.2%。Ti:0.0040.010%15作為Ti的恰當的含量，是在凝固時的冷卻時不會析出，而在其后的鋼坯加熱時使Ti碳氮化物析出的含量，需要控制在0.0040.010%的狹小范圍內。當含有低于0.004%時，則不能確保析出的Ti碳氮化物的個數，若超過0.010%，則在凝固后的冷卻時會粗大的析出。因此Ti的含量以0.0040.010%為宜。20N:0.0020.008%為了確保微細分散的Ti碳氮化物而需要含有N在0.002%以上。另一方面，若N超過0.008%，則在凝固時會使粗大的Ti碳氮化物析出，因此需要控制在0.0020.008%的狹窄范圍內。V:00.08%25V是根據強度與韌性的平衡而決定含量的元素。在通過其他合金元素就能夠獲得充分強度時，不添加的方法便能夠得到良好的韌性。作強度提高元素添加時，優(yōu)選為0.02%以上的含量。另一方面，若超過0.08°/。則韌性大大降低，因此添加時其含量上限為0.08%。Nb:00.05%30離線熱處理時，Nb在用于淬火的加熱時抑制晶粒粗大化的功效顯著。為了獲得該效果，優(yōu)選含有0.005%以上。但是，若Nb的含量超過0.05。/。，則粗大的碳氮化物析出而韌性降低，因此其上限為0.05。/。。在線處理時，Nb碳氮化物不均勻地析出，不但使韌性降低，同時強度偏差大，因此基本上優(yōu)選不添加Nb的方法。強度偏差變得顯著并成為5制造上的問題是在其含量超過0.005%時，因此應用在線處理時，應該將允許上限作為0.005%。Cu:01.0%Cu也可以不添加，但是因為其具有改善耐HIC特性(耐氫誘導裂紋特性)的作用，所以也可以在為了提高耐HIC特性時添加。顯現出耐HICio特性改善效果的最少含量為0.02%。另一方面，因為即使超過1.0%效果也是飽和，所以添加時其含量優(yōu)選為0.021.0%。Ca、Mg、REM:1種或2種以上合計為0.00020.005%這些元素添加的目的在于，通過控制夾雜物的形態(tài)來改善韌性、耐腐蝕性，和抑制澆鑄時的注口堵塞以改善澆鑄特性。為了取得這些效果，需15要含有1種或2種以上合計為0.0002%以上。另一方面，若1種含量超過0.005%或2種以上的合計含量超過0.005%，則上述效果飽和，不但更高的效果得不到發(fā)揮，而且夾雜物還容易團化，韌性、耐HIC特性反而降低。因此，單獨添加上述元素時，其含量均為0.00020.005%，添加2種以上時，合計的含量為0.00020.005%。還有，所謂REM是鑭系元素，Y和20Sc的17元素B:0細30.010/0B也可以不添加，但是若添加即使微量也會使淬火性提高，因此若在需要更高強度時添加有效。為了取得上述的效果，優(yōu)選含有0.0003%以上。但是，因為過剩地添加會使韌性降低，所以添加B時其含量為0.01%以下。25本發(fā)明的管線用管用鋼管，除了上述成分以外，余量由Fe和雜質構成。其中，雜質中的P和S需要如下述這樣抑制含量的上限。P:0.05%以下p是使韌性降低的雜質元素，其含量優(yōu)選盡可能地少。若其含量超過0.05%，則韌性顯著降低，因此允許上限為0.05%。優(yōu)選為0.02%以下，更30優(yōu)選為0.01%以下。S也是使韌性降低的雜質元素，優(yōu)選盡可能少。若含量超過0.005%，則韌性顯著降低，因此允許上限為0.005%。優(yōu)選為0.003%以下，更優(yōu)選為0.001%以下。52.關于制造方法接下來，關于本發(fā)明的制造方法，就適宜的制造條件進行說明。(1)鑄造和凝固后的冷卻首先，由轉爐等精煉如上述組成的鋼，鑄造并得到使之凝固的鑄片。這時，得到抑制了Ti碳氮化物的析出的凝固鋼錠很重要。如前述，如果io是規(guī)定的C、Ti和N的含量，則在凝固時Ti碳氮化物基本上不會析出。然而，若其后的冷卻速度小，則粗大的Ti碳氮化物析出，因此需要在特定的速度以上進行冷卻。作為制造工藝流程，連續(xù)鑄造成圓坯形狀較為理想。但是，也能夠采用在方形的鑄型中進行連續(xù)鑄造和作為鑄錠進行澆鑄，然后再開坯成圓坯15的工藝流程。這時對鑄造后的冷卻速度就要更嚴格地控制，抑制粗大的TiN的析出很重要。作為冷卻速度，是在凝固后Ti碳氮化物容易生成的1400100(TC的溫度區(qū)域的平均冷卻速度，澆鑄成圓坯時需要6。C/分以上的冷卻速度，實施開坯軋制時需要8。C/分以上的冷卻速度。更優(yōu)選的是，澆鑄成圓坯時為208。C/分以上的平均冷卻速度，實施開坯軋制時為1(TC/分以上的平均冷卻速度。還有，任何情況下都是平均冷卻速度越大越為優(yōu)選，因此其上限沒有制約。鑄片的冷卻速度根據鑄片的部位也會發(fā)生差異，但是在圓形的鑄型中進行連續(xù)鑄造時，根據距中心只1/2半徑的距離處的冷卻速度進行控制，25在方形的鑄型中進行連續(xù)鑄造時，在通過四角形的重心與長邊平行的線上，根據重心和表面的中間處的冷卻速度進行控制。溫度的測定能夠安裝熱電偶來進行，不過也能夠根據表面的溫度履歷通過更正的數值模擬試驗進行。(2)鋼坯或鋼錠的加工30圓坯再加熱到可以熱加工的溫度并實施穿孔、延伸、定形軋制。另外，在鑄造成截面為方形的初軋坯或板坯時，再加熱后通過鍛造或/和軋制成為圓坯，并實施穿孔、延伸、定形軋制。作為再加熱溫度在其低于115(TC時，熱變形阻抗變大，瑕疵的發(fā)生增力口，因此需要為115(TC以上。另一方面，若超過1280°C，則由于加熱燃5料單位消耗量變得過大，氧化皮損失變大而成品率降低，加熱爐的壽命變短不經濟等，因此上限為1280'C。越是降低加熱溫度，晶粒就變得越微細，韌性越好，因此優(yōu)選的加熱溫度為120(TC以下。若固溶狀態(tài)的Ti充分存在，則再加熱時Ti碳氮化物析出。但是該析出與凝固后的冷卻中的析出不同，析出溫度比較低。因此，與凝固后的冷io卻時析出的情況相比，會析出非常微細的Ti碳氮化物。微細地析出的Ti碳氮化物個數多，可抑制鋼坯在加熱保持時的晶界移動，防止晶粒粗大化。但是，若進行急速加熱，則不可能進行低溫下的微細析出，因此得不到晶粒粗大防止的效果。為了促進低溫下的微細析出，有效的作法是再加熱時，使500。C90(TC之間的平均冷卻速度為15'C/分以下，或者在550。C100015。C之間實施15分鐘以上的均熱處理。穿孔、延伸和定形軋制按照通常的無縫鋼管的制造條件實施即可。3.制管后的熱處理在制管后的熱處理中，需要得到均一的組織以確保韌性。淬火處理是在熱軋后并不即刻冷卻到室溫，而是以實施淬火的在線熱處理為基本，但20若是在即刻冷卻后再加熱并實施淬火，則晶粒變得更加微細，韌性進一步提高。作為在線熱處理方法，在熱加工結束后，若是以均熱爐加熱后再實施淬火，則能夠得到強度偏差小的鋼管。越是加大淬火時的冷卻速度，就越容易在厚壁材中得到高強度、高韌性，越接近理論上的極限冷卻速度越能夠獲得高強度、高韌性。必要的冷25卻速度在800'C50(TC的平均冷卻速度為8。C/秒以上。更優(yōu)選的是10°C/秒以上，最優(yōu)選的是15'C/秒以上。關于優(yōu)異的韌性確保，除了冷卻速度以外，冷卻結束溫度也很重要。采用調整了化學組成的鋼，冷卻截止到強制冷卻結束溫度為IO(TC以下的盡可能低的溫度很重要。繼續(xù)進行強制冷卻，優(yōu)選達到8(TC以下，更優(yōu)選30達到5(TC以下，最優(yōu)選達到3(TC以下。據此，能夠防止部分C稠化的相變強化組織和殘留奧氏體的生成，韌性得到大幅度改善。淬火后，以500。C700。C的范圍內的溫度進行回火。回火的目的是強度的調整和韌性的提高?；鼗饻囟认碌谋３謺r間根據鋼管的壁厚等適宜決定即可，通常設定在10分鐘120分鐘左右。實施例用轉爐熔煉表l所示的化學組成的鋼，作為圓坯的制造方法，采用在截面為圓形的連續(xù)鑄造鑄型中澆鑄的方法，和一旦在方形的鑄型中澆鑄后，通過開坯軋制而制造圓坯的方法。在圓形的連續(xù)鑄造鑄型中澆鑄時的制造條件顯示在表2和表3中。凝固工藝流程表述為"RCC"。在方形的io鑄型中澆鑄的工藝流程表述為"BLCC"，其制造顯示在表4和表5中。以表2表5所示制管加熱條件加熱圓坯，使用傾斜輥穿孔機得到中空毛坯管。使用芯棒式無縫管軋機(mandrelmill)和分級機(sizer)對該中空毛坯管進行精軋，得到壁厚30mm50mm的鋼管。之后，按表2表5所述的淬火條件進行冷卻。即實施如下方法制管后立即實施冷卻的15方法；制管后立刻裝入再加熱爐并進行均熱后再急冷的方法；即刻冷卻到室溫后進行再加熱并冷卻的方法。其后，按表2表5所述的條件實施回火而成為制品。從得到的鋼管上提取作為拉伸試驗的JIS12號拉伸試驗片，測定抗拉強度(TS)、屈服強度(YS)。還有，拉伸試驗依據JISZ2241進行。沖擊20試驗片依據JISZ2202的4號試驗片，從壁厚中央的長度方向提取10mmX10mm、2mmV型切口的試驗片進行試驗。在表2的試驗編號1中記載有分支編號1禾n2的2例。1-1和1-2使用發(fā)明鋼A，1-1的制造條件處于發(fā)明規(guī)定的范圍內，能夠獲得良好的韌性。另一方面，試驗編號l-2其用于制管的加熱速度過大，脫離了本發(fā)明25規(guī)定的制造工藝，無法取得良好的韌性。以下，對于試驗編號224來說也分別有分支編號1和2，在同一試驗編號中使用同鋼種。分支編號為1的制造條件處于發(fā)明規(guī)定的范圍內，能夠獲得良好的韌性。另一方面，為分支編號2時則脫離了本發(fā)明規(guī)定的制造工藝，得不到良好的韌性。表4和表5也一樣，一個試驗編號內使用同鋼種，分支編號l為本發(fā)30明規(guī)定的范圍內的制造工藝，能夠得到良好的韌性。另一方面，分支編號2因為脫離了本發(fā)明規(guī)定的制造工藝，所以得不到良好的韌性。還有，試驗編號2530是合金組成范圍脫離了本發(fā)明規(guī)定的鋼(比較鋼)的實施例。韌性均不充分，作為在厚壁前提下要求有高韌性的管線用管其性能不充分。表1鋼<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>200680009884.0勢溢也被18/21:a;表4<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>產業(yè)上的利用可能性根據本發(fā)明，通過規(guī)定無縫鋼管的化學組成及其制造方法，可以制造出一種管線用管用無縫鋼管，特別是在壁厚厚的鋼管中具有屈服應力為X70(屈服強度482MPa以上)、X80(屈服強度551MPa以上)、X90(屈5服強度620MPa以上)、X100(屈服強度689MPa以上)、X120(屈服強度827MPa以上)的強度，而且韌性優(yōu)異。本發(fā)明的無縫鋼管可以作為海底出油管線用，是可以鋪設在更為嚴酷的深海中的鋼管。因此，本發(fā)明是對能源穩(wěn)定供給有重大貢獻的發(fā)明。權利要求1.一種高強度且韌性良好的管線用管用厚壁無縫鋼管，其特征在于，以質量％計含有C0.03～0.08％、Si0.25％以下、Mn0.3～2.5％、Al0.001～0.10％、Cr0.02～1.0％、Ni0.02～1.0％、Mo0.02～1.2％、Ti0.004～0.010％、N0.002～0.008％、以及Ca、Mg和REM之中的1種或2種以上合計為0.0002～0.005％、V0～0.08％、Nb0～0.05％、Cu0～1.0％，余量由Fe和雜質構成，雜質中的P為0.05％以下，S為0.005％以下。2.—種高強度且韌性良好的管線用管用厚壁無縫鋼管，其特征在于，以質量。/。計含有C:0.030.08%、Si:0.25%以下、Mn:0.32.5%、Al:0.0010.10%、Cr:0.021.0%、Ni:0.021.0%、Mo:0.021.2%、Ti:0.0040.010%、N:0.0020.008%、B:0.00030.01%、以及Ca、Mg禾nREM之中的1種或2種以上合計為0.00020.005%、V:00.08%、Nb:00.05%、Cu:01.0%，余量由Fe和雜質構成，雜質中的P為0.05%以下，S為0.005%以下。3.—種高強度且韌性良好的管線用管用厚壁無縫鋼管的制造方法，其特征在于，包括下述的(a)(e)的工序，20(a)通過連續(xù)鑄造使具有權利要求1或2所述的化學組成的鋼水凝固成截面為圓形的鋼坯的工序，(b)將140(TC1000。C之間的平均冷卻速度定為6。C/分以上，將所述鋼坯冷卻到室溫的工序，(c)將550。C90(TC之間的平均加熱速度定為15tV分以下，加熱至、1150128(TC以后，通過穿孔和軋制制造無縫鋼管的工序，(d)制管后直接以850100(TC進行均熱后，或者制管后先冷卻，接著加熱到8501000'C后，或者制管后直接將80(TC50(TC之間的平均加熱速度定為8。C/分以上而進行連續(xù)強制冷卻至IO(TC以下的工序，(e)在500690。C的范圍內的溫度進行回火的工序。4.—種高強度且韌性良好的管線用管用厚壁無縫鋼管的制造方法，其特征在于，包括下述的(a)(e)的工序，(a)通過連續(xù)鑄造使具有權利要求1或2所述的化學組成的鋼水凝固成截面為方形的初軋坯或板坯的工序，(b)將1400。C1000。C之間的平均冷卻速度定為8。C/分以上，將所述初軋坯或板坯冷卻到室溫的工序，(c)將550。C900。C之間的平均加熱速度定為15。C/分以下，加熱至1150128(TC以后，通過鍛造或/和軋制制作截面為圓形的鋼坯并冷卻到室溫的工序，(d)將所述鋼坯加熱至11501280°C，通過穿孔和軋制制造無縫鋼io管的工序，(e)制管后直接以850100(TC進行均熱后，或者制管后先冷卻，接著加熱到850100(TC后，或者制管后直接將800'C50(TC之間的平均加熱速度定為8。C/分以上而進行連續(xù)強制冷卻至IO(TC以下的工序，(f)在50069(TC的范圍內的溫度進行回火的工序。5.—種高強度且韌性良好的管線用管用厚壁無縫鋼管的制造方法，其特征在于，包括下述的(a)(e)的工序，(a)通過連續(xù)鑄造使具有權利要求1或2所述的化學組成的鋼水凝固成截面為圓形的鋼坯的工序，(b)將1400。C1000。C之間的平均冷卻速度定為6。C/分以上，將所20述鋼坯冷卻到室溫的工序，(c)進行550。C100(TC的溫度區(qū)域的15分以上的均熱，加熱至1150128(TC以后，通過穿孔和軋制制造無縫鋼管的工序，(d)制管后直接以8501000'C進行均熱后，或者制管后先冷卻，接著加熱到850100(TC后，或者制管后直接將800"C50(TC之間的平均加熱速度定為8。C/分以上而進行連續(xù)強制冷卻至IO(TC以下的工序，(e)在500690。C的范圍內的溫度進行回火的工序。6.—種高強度且韌性良好的管線用管用厚壁無縫鋼管的制造方法，其特征在于，包括下述的(a)(e)的工序，(a)通過連續(xù)鑄造使具有權利要求1或2所述的化學組成的鋼水凝30固成截面為方形的初軋坯或板坯的工序，　(b)將1400。C1000。C之間的平均冷卻速度定為8。C/分以上，將所述初軋坯或板坯冷卻到室溫的工序，(c)進行550。C100(TC的溫度區(qū)域的15分以上的均熱，加熱至U50128(TC以后，通過鍛造或鄰軋制制作截面為圓形的鋼坯并冷卻到室溫的工序，(d)將所述鋼坯加熱至11501280'C以后，通過穿孔和軋制制造無縫鋼管的工序，(e)制管后直接以8501000'C進行均熱后，或者制管后先冷卻，接著加熱到8501000。C后，或者制管后直接將80(TC500'C之間的平均加熱速度為8。C/分以上而進行連續(xù)強制冷卻至IO(TC以下的工序，(f)在50069(TC的范圍內的溫度下進行回火的工序。全文摘要提供一種作為厚壁鋼管、高強度且韌性優(yōu)異的管線用管用無縫鋼管及其制造方法。該鋼管含有C0.03～0.08％、Si0.25％以下、Mn0.3～2.5％、Al0.001～0.10％、Cr0.02～1.0％、Ni0.02～1.0％、Mo0.02～1.2％、Ti0.004～0.010％、N0.002～0.008％、以及Ca、Mg和REM之中的1種或2種以上合計為0.0002～0.005％、V0～0.08％、Nb0～0.05％、Cu0～1.0％，余量由Fe和雜質構成，雜質中的P為0.05％以下，S為0.005％以下。上述的成分之中，也可以含有0.0003～0.01％的B。該鋼管的制造方法以鑄片的冷卻速度、用于穿孔的加熱條件和制管后的熱處理條件為特征。文檔編號C22C38/00GK101151387SQ20068000988公開日2008年3月26日申請日期2006年3月9日優(yōu)先權日2005年3月29日發(fā)明者久宗信之,荒井勇次,近藤邦夫申請人:住友金屬工業(yè)株式會社