厚壁高強度耐酸性管線管及其製造方法

2023-04-26 17:03:16

厚壁高強度耐酸性管線管及其製造方法
【專利摘要】本發明提供適合作為管厚為20mm以上且拉伸強度為560MPa以上的厚壁高強度耐酸性管線管的管線管及其製造方法。該管線管的母材部含有特定量的C、Si、Mn、P、S、Al、Nb、Ca、N、O以及作為選擇成分的Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti中的一種或二種以上，剩餘部分為Fe和不可避免的雜質，管厚方向的微觀組織在內表面+2mm～外表面+2mm的區域含有90％以上的貝氏體和1％以下的MA，在管厚方向的硬度分布中，除中心偏析部以外的區域的硬度為220Hv10以下，中心偏析部的硬度為250Hv10以下，存在於管厚方向的內表面+1mm～管厚的3/16為止的位置和外表面+1mm～管厚的13/16為止的位置的氣泡、夾雜物和夾雜物束的長徑為1.5mm以下。將上述組成的CC板坯在特定條件下熱軋後，加速冷卻、進行再加熱。
【專利說明】厚壁高強度耐酸性管線管及其製造方法

【技術領域】
[0001] 本發明涉及厚壁（heavy wall)高強度（high-strength)耐酸性管線管（line pipe for sour gas service)及其製造方法，更好地涉及管厚為20mm以上且拉伸強度為 560MPa以上的厚壁高強度耐酸性管線管。

【背景技術】
[0002] 以世界範圍的能源需求增大為背景，原油（crude oil)、天然氣（natural gas) 的開採量逐年增加，結果高品質的原油、天然氣慢慢枯竭，被迫要使用硫化氫（hydrogen sulfide)濃度高的低品質的原油、天然氣。
[0003] 對於為了開採這樣的原油、天然氣而鋪設的管線、原油精製工廠的壓力容器和 配管而言，為了確保安全性而需要耐酸性能（sour resistant property)、耐HIC性能 (resistance to Hydrogen Induced Cracking)和耐 SSC 性能（resistance to Sulfide Stress Corrosion Cracking))優異的材料。另外，為了滿足管線管的長距離化、提高輸送 效率，必須應用厚壁、高強度化的鋼板和鋼管。
[0004] 因此，強度等級為 API (American Petroleum Institute) 5L X60 ?X65、管厚為 20?40mm左右且在NACE - TM0284和NACE - TM0177的A溶液環境中確保有優異的耐酸 性能的厚壁高強度耐酸性管線管的穩定供給成為課題。
[0005] 現在，在耐酸性管線管的穩定供給中，必須使用由連續鑄造板述（continuous casting slab)通過 TMCP(Thermo_Mechanical Control Process)製成的厚鋼板作為鋼管 原材料。在這樣的制約下,作為提高耐HIC性能的重要因素，清楚地知道如下因素：l)Mn、P 等中心偏析（center segregation)元素減少、鑄造速度降低、由在輕壓下的使用所致的中 心偏析硬度減少，2)由S、0減少和Ca的最佳量添加所致的中心偏析中的伸長MnS的產生 抑制、夾雜物集聚帶（垂直彎曲型連續鑄造機中，板坯表面側l/4t位置附近）中的Ca束的 生成抑制，3)由TMCP中的加速冷卻條件最佳化所致的微觀組織的貝氏體單相化、島狀馬氏 體（Martensite-Austenite constituent, MA)的產生抑制、中心偏析的固化抑制等，並提出 了專利文獻1?25的方案。
[0006] 專利文獻1?3中公開了如下技術：通過導入將在中心偏析中濃化的合金元素對 中心偏析硬度造成的影響進行定量化而得的化學成分參數、將中心偏析中的MnS和夾雜物 集聚帶的Ca束的生成進行定量化而得的化學成分參數，從而能夠以合理的化學成分設計 實現優異的耐HIC性能。
[0007] 專利文獻4?7中公開了如下方法：通過測定中心偏析部的Mn濃度、Nb、Ti濃度 並將其濃度控制在一定以下，從而確保優異的耐HIC性能。專利文獻8中公開了如下方法： 通過將中心偏析部的未壓焊部長度控制在一定以下，從而抑制合金元素向中心偏析部的濃 化及與其相伴的硬度上升，確保優異的耐HIC性能。
[0008] 專利文獻9中公開了如下方法：通過規定與在中心偏析中生成的S、N、0結合的夾 雜物、NbTiCN的大小的上限並利用化學成分、板坯加熱條件控制在該範圍，從而確保優異的 耐HIC性能。專利文獻10中公開了如下方法：通過將Nb減少至低於0. 01%，從而抑制成 為中心偏析中的HIC起點的NbCN的產生，由此確保優異的耐HIC性能。
[0009] 專利文獻11中公開了如下方法：在厚壁高強度管線管中，通過將板坯再加熱時的 加熱溫度控制成板坯中的NbCN固溶並儘量抑制奧氏體粒子粗大化的條件，從而兼得優異 的DWTT性能和HIC性能。專利文獻12和13中公開了如下方法：為了將用於抑制中心偏析 中的MnS生成而添加的Ca的形態控制到最佳，使Ca - Al - 0的組成比最佳化，形成微細 的球狀，從而抑制以Ca束、粗大的TiN為起點的HIC產生，確保優異的耐HIC性能。
[0010] 專利文獻14中涉及加速冷卻開始溫度下限的確定，公開了如下方法：通過考慮C/ Mn和未重結晶區域總壓下量，從而抑制帶狀組織的產生，確保優異的耐HIC性能。專利文 獻15和16中公開了如下方法：為了抑制與由未重結晶區域軋制所致的結晶粒扁平化相伴 的微觀組織的HIC傳導停止性能劣化，提高軋制結束溫度，從而確保優異的耐HIC性能。
[0011] 專利文獻17中公開了如下方法：通過加速冷卻最佳化和在線急速加熱的應用，形 成微細的析出物分散在鐵素體組織中的組織形態，兼得由表層鐵素體化產生的表層硬度減 少和由析出強化產生的高強度化，確保優異的耐HIC性能。專利文獻18?20中公開了如 下方法：通過用與專利文獻17同樣的方法使微觀組織為貝氏體主體，從而兼得強度和HIC 性能。
[0012] 專利文獻22?25中公開了如下方法：通過在加速冷卻後，利用被設置成在線的 感應加熱裝置進行急速加熱，從而調整鋼板板厚方向的微觀組織、硬度分布，確保優異的耐 HIC性能。
[0013] 專利文獻22中記載了如下內容：抑制微觀組織中的MA的生成且形成均勻的板厚 方向的硬度分布而提高HIC的傳導停止性能，專利文獻23中記載了如下內容：為了兼得高 強度和耐HIC性，使成分組成形成偏析得到抑制且能夠強化析出的體系，形成微觀組織內 的硬度差小的鐵素體+貝氏體2相組織。
[0014] 專利文獻24中記載了如下內容：通過以各合金元素的中心偏析部的濃度降低的 方式調整成分組成，降低中心偏析部的硬度，使鋼板表層部的金屬組織形成貝氏體或貝氏 體+鐵素體的混合組織，並使島狀馬氏體的體積分率為2%以下。
[0015] 專利文獻25中公開了如下方法：通過規定加速冷卻中的板厚中央的冷卻速度，在 冷卻初期減慢冷卻速度，使表層溫度降到500°C以下，其後，加快冷卻速度，冷卻至能夠確保 強度的冷卻停止溫度，從而實現表層硬度的降低和中心偏析部的固化的抑制，確保優異的 耐HIC性能。
[0016] 專利文獻
[0017] 專利文獻1 :日本特開2009 - 221534號公報
[0018] 專利文獻2 :日本特開2010 - 77492號公報
[0019] 專利文獻3 :日本特開2009 - 133005號公報
[0020] 專利文獻4 :日本特開平6 - 220577號公報
[0021] 專利文獻5 :日本特開2003 - 13175號公報
[0022] 專利文獻6 :日本特開2010 - 209461號公報
[0023] 專利文獻7 :日本特開2011 - 63840號公報
[0024] 專利文獻8 :日本特開2010 - 209460號公報
[0025] 專利文獻9 :日本特開2006 - 63351號公報
[0026] 專利文獻10 :日本特開2011 - 1607號公報
[0027] 專利文獻11 :日本特開2010 - 189722號公報
[0028] 專利文獻12 :日本特開平10 - 8196號公報
[0029] 專利文獻13 :日本特開2009 - 120899號公報
[0030] 專利文獻14 :日本特開2010 - 189720號公報
[0031] 專利文獻15 :日本特開平9 一 324216號公報
[0032] 專利文獻16 :日本特開平9 - 324217號公報
[0033] 專利文獻17 :日本特開2003 - 226922號公報
[0034] 專利文獻18 :日本特開2004 - 3014號公報
[0035] 專利文獻19 :日本特開2004 - 3015號公報
[0036] 專利文獻20 :日本特開2005 - 60820號公報
[0037] 專利文獻21 :日本特開2005 - 60837號公報
[0038] 專利文獻22 :日本特開2008 - 56962號公報
[0039] 專利文獻23 :日本特開2008 - 101242號公報
[0040] 專利文獻24 :日本特開2009 - 52137號公報
[0041] 專利文獻25 :日本特開2000 - 160245號公報


【發明內容】

[0042] 然而，在為厚壁高強度耐酸性管線管的情況下，在UOE(UOE forming)、壓彎成型 (press bend forming)等冷加工時受到的形變量大。另外，為了確保強度而添加更多的合 金元素，因此加速冷卻中的表層和板厚中心的冷卻速度的差別（越是厚壁材料，則差別越 大）導致表層硬度容易上升。因此，在表層附近的HIC的產生尤其成為問題。
[0043] 然而，專利文獻1?21中沒有記載在厚壁高強度耐酸性管線管的表層產生的HIC 的解決手段。專利文獻22?25的目的在於防止從因加速冷卻等固化的表層附近產生的 HIC。但是，完全沒有研究在中心偏析部與HIC的產生相關的夾雜物在位於表層部附近時的 影響。因此，擔心作為在表層附近產生的HIC的抑制方法是不充分的。
[0044] 另外，最近的厚壁高強度耐酸性管線管被製造成低0、極低S鋼。但是，沒有充分研 究對HIC的影響。
[0045] 因此，本發明的目的在於提供防止從表面附近產生的HIC而具備優異的耐HIC性 能的管厚為20mm以上的厚壁高強度耐酸性管線管及其製造方法。
[0046] 本發明人等為了對被製造成低0、極低S鋼的厚壁高強度耐酸性管線管的耐HIC性 能得到見解，以將微觀組織製成均勻的貝氏體的管厚為20mm以上的焊接鋼管為對象，對在 管厚方向的各位置產生的HIC進行研究，得到以下見解。
[0047] 1.即使是管厚為20mm以上的厚壁的焊接鋼管時，為了抑制在中心偏析（center segregation area)產生的HIC，有效的也是使中心偏析硬度為250Hvl0以下，抑制MnS的 生成。
[0048] 2.另外，MnS的產生與下式所示的ACRM的相關性高，通過使ACRM為I. 0以上，能 夠抑制在中心偏析中的MnS的生成。
[0049] ACRM = (Ca - (I. 230 - 0. 000365))/(1. 25S),
[0050] 其中，Ca、0、S為含量（質量％ )。
[0051] 3.對於在由垂直彎曲型連續鑄造機產生的夾雜物集聚帶產生的HIC，如果使ACRM 為4. 0以下，則能夠抑制Ca束的生成，也能夠抑制HIC的產生。
[0052] 4.表層附近的HIC的產生僅靠表層硬度是無法處理的，在表層附近生成的氣泡、 夾雜物的狀態造成很大的影響。
[0053] 5.對在表層附近產生的HIC的斷面進行了分析，結果發現HIC的起點是以長徑計 為200 μ以上的氣泡或者CaO束。如果表層附近的硬度超過220Hvl0,則產生以這些氣泡、 夾雜物為起點的HIC。另外，如果氣泡、夾雜物的長徑超過1. 5_，則即便使表層附近硬度為 220Ην10以下，也產生HIC。
[0054] 6.即，為了抑制表層附近HIC，必須採用a.在表層附近抑制長徑為200μπι以上的 氣泡、夾雜物的產生，b.使表層附近的硬度為220Ην10以下，抑制表層附近的長徑為I. 5mm 以上的氣泡、夾雜物的產生中的任一方法。
[0055] 7. a的情況下，通過使鋼中不殘留煉鋼工序中的氣泡、粗大束而能夠實現。但是，為 了不殘留粗大束（夾雜物），必須使氣泡殘留而促進夾雜物浮出。因此，需控制煉鋼工序中 的微妙平衡，無法充分確保製造穩定性的可能性非常高。此外，為了可靠地捕捉表層附近的 氣泡、以長徑計為200 μ m以上的夾雜物，需要採用靈敏度非常高的檢查方法，不現實。
[0056] 8. b的情況下，只要在鋼板製造工序中降低表層硬度，使造管後的表層附近硬度降 低至220Hvl0以下，就能夠抑制HIC的產生，較容易檢測I. 5mm以上的氣泡、夾雜物。
[0057] 9.就使在API5LX60?X65程度的強度等級的焊接鋼管中表層硬度為220Hvl0以 下而言，在T/D (T為管厚，D為鋼管直徑）為0. 02以上時，通過使該焊接鋼管的表層+Imm (表 層下Imm的位置）的700 - 600°C的冷卻速度為200°C /s以下，並且將表層再加熱至525°C 以上而能夠實現。應予說明，在厚壁材料的情況下，表層下的HIC成為問題，在管厚低於 20mm時，不存在問題，因此本發明以管厚為20mm以上，尤其是為25mm以上為對象。
[0058] 另外，管厚越厚，外徑越小，則由造管產生的形變越大，表層附近的HIC越容易產 生。如果T/D超過0. 045,則因由表層附近的形變所致的HIC性能劣化和硬度上升，導致無 法防止表層附近的HIC。因此，以T/D為0. 045以下的鋼管為對象。
[0059] 本發明是對所得到的見解加以進一步研究而作出的，S卩，本發明如下所述：
[0060] (1) 一種厚壁高強度耐酸性管線管，其特徵在於，鋼管母材部的化學成分以質 量％計含有 C :0· 020 ?0· 060%、Si :0· 50% 以下、Mn :0· 80 ?L 50%、P :0· 008% 以下、 S :0· 0015 % 以下、Al :0· 080 % 以下、Nb :0· 005 ?0· 050 %、Ca :0· 0010 ?0· 0040 %、N : 0. 0080%以下、0 :0. 0030%以下，由式（1)得到的Ceq為0. 320以上，由式（2)得到的PHIC 為0. 960以下，由式（3)得到的ACRM為1. 00?4. 00,由式⑷得到的PCA為4. 00以下，剩 餘部分為Fe和不可避免的雜質，
[0061] 管厚方向的微觀組織在內表面+2mm?外表面+2mm的區域含有90 %以上的貝氏體 和1 %以下的島狀馬氏體，
[0062] 在管厚方向的硬度分布中，除中心偏析部以外的區域的硬度為220Hvl0以下，中 心偏析部的硬度為250Hvl0以下，
[0063] 存在於管厚方向的內表面+Imm?管厚（T)的3/16為止的位置和外表面+Imm? 管厚（T)的13/16為止的位置的氣泡、夾雜物和夾雜物束的長徑為I. 5mm以下。
[0064] Ceq = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 · · ·式（1)
[0065] PHIC = 4. 46C+2. 37Mn/6+(l. 74Cu+l. 7Ni)/5+(l. 18Cr+l. 95Mo+l. 74V)/15+22. 36 P · · ·式⑵
[0066] ACRM = (Ca - (I. 230 - 0· 000365)V(1. 25S) · · ·式（3)
[0067] PCA = lOOOOCaS0.28 · · ·式（4)
[0068] 式（I)?（4)中，各合金元素表示化學成分中的含量（質量％ )。
[0069] (2)根據（1)所述的厚壁高強度耐酸性管線管，其特徵在於，鋼管母材部的化學成 分以質量％計進一步含有Cu :0.50%以下、Ni :1. 00%以下、Cr :0.50%以下、Mo :0.50%以 下、V :0. 100%以下、Ti :0.030%以下中的1種或2種以上。
[0070] (3)根據（1)或（2)所述的厚壁高強度耐酸性管線管，其特徵在於，管厚為20_以 上，T/D為0. 045以下（T為管厚（mm)，D為管徑（mm))。
[0071] (4) 一種厚壁高強度耐酸性管線管的製造方法，其特徵在於，將具有（1)或（2)所 述的化學成分的連續鑄造板坯再加熱至1000?1150°c，以在未重結晶區域的總壓下率為 40?90%的方式進行熱軋後，以表層溫度從Ar3 - t°C以上（t為板厚（mm))冷卻到200? 400°C且700°C?600°C的平均冷卻速度沿板厚方向在表層+Imm?板厚的3/16位置和背層 +Imm?板厚的13/16位置為200°C /s以下、在板厚中心為20°C /s以上的方式進行加速冷 卻後，立即實施使表層溫度成為525°C以上、板厚中心溫度成為400?500°C的再加熱，然後 利用冷加工，彎曲加工成管狀，將兩端部的對接部焊接而製成焊接鋼管。
[0072] (5)根據（4)所述的厚壁高強度耐酸性管線管的製造方法，其特徵在於，在熱軋 後、加速冷卻前進行在鋼板表面的噴射流衝擊壓力為IMPa以上的除垢。
[0073] (6)根據（4)或（5)所述的厚壁高強度耐酸性管線管的製造方法，其特徵在於，管 厚為20mm以上，T/D為0. 045以下（T為管厚（mm)，D為管徑（mm))。
[0074] (7) -種厚壁高強度耐酸性管線管的耐HIC性能的判定方法，其特徵在於，用 (4)?（6)中任一項所述的製造方法製成焊接鋼管後，從鋼管母材切出樣品，在管周向和 管長邊方向對200mm 2以上的管厚方向的內表面+Imm?管厚的3/16為止的位置和外表面 +Imm?管厚的13/16為止的位置使用20MHz以上的探頭進行超聲波探傷，確認有無 I. 5mm 以上的指示。
[0075] 根據本發明，可得到在管厚方向的各位置具有優異的耐HIC性能的管厚為20mm以 上的厚壁高強度耐酸性管線管及其製造條件，在產業上極其有效。

【具體實施方式】
[0076] 對本發明的厚壁高強度耐酸性管線管的鋼管母材部的化學成分、微觀組織、硬度 分布進行說明。
[0077][化學成分]以下的說明中％表示為質量％。
[0078] C :0· 020 ?0· 060%
[0079] C由於是在中心偏析中濃化、進而助長其它元素向中心偏析進行偏析的元素，所以 從確保HIC性能的觀點考慮，最好減少C，限制在0. 060%以下。另一方面，由於是價格低 廉且對高強度化有效的元素，所以從確保母材強度的觀點考慮，含有0.020%以上。優選為 0. 025 ?0. 055%。
[0080] Si :0.50 % 以下
[0081] Si是用於脫氧的元素，是為了減少夾雜物、有助於高強度化而含有的。如果含有 的Si超過0. 50%，則HAZ韌性明顯劣化，焊接性也劣化，因此將上限設為0. 50%。更優選 為0. 40%以下，進一步優選為0. 05?0. 40%。
[0082] Mn :0· 80 ?1. 50%
[0083] Mn由於在中心偏析中顯著濃化而提高中心偏析區的硬度，所以從確保HIC性能的 觀點考慮，優選減少Μη。如果Mn超過1. 50%，則即使進行其它合金元素的調整，中心偏析 區的硬度也會增大而無法確保HIC性能，因此將上限設為1.50%。另一方面，Mn價格低廉 且有助於高強度化，抑制冷卻中的鐵素體的生成。為了得到該效果，需添加0.80%以上。更 優選為1. 〇〇?1. 50%。
[0084] P :0.008% 以下
[0085] P由於在中心偏析中顯著濃化而顯著增加中心偏析區的硬度，所以儘量減少P。然 而，P的減少導致煉鋼成本的增大，因此允許達到〇. 008%。更優選為0. 006%以下。
[0086] S :0.0015% 以下
[0087] S由於在中心偏析中顯著濃化並在中心偏析部形成MnS而使HIC性能明顯劣化， 所以儘量減少S。然而，S的減少導致煉鋼成本的增大，因此允許達到0.0015%。更優選為 0. 008% 以下。
[0088] Al :0.080 % 以下
[0089] Al是為了通過脫氧來減少夾雜物而必需的元素。另一方面，如果含有的Al超過 0. 08%，則產生HAZ韌性劣化、焊接性降低，進而連續鑄造時浸漬噴嘴發生氧化鋁堵塞等問 題，因此將上限設為0.08%。更優選為0.05%以下。
[0090] Nb :0· 005 ?0· 050%
[0091] Nb如果以固溶Nb的形式存在，則擴大控制軋制時的未重結晶區域，有助於確保母 材的韌性。為了得到該效果，至少需添加0.005%以上。另一方面，Nb由於在中心偏析中濃 化，凝固時析出粗大的NbCN或NbTiCN結晶而成為HIC的起點，使HIC性能劣化，因此將上 限設為0.05%。更優選為0.010?0.040%。
[0092] Ca :0· 0010 ?0· 0040%
[0093] Ca抑制在中心偏析中生成的MnS的生成，提高HIC性能。為了得到該效果，至少 需要0. 0010%。另一方面，如果過量添加 Ca,則CaO束在表層附近、夾雜物集聚帶生成，使 HIC性能劣化，因此將上限設為0. 0040%。
[0094] N :0.0080% 以下
[0095] N是不可避免的雜質元素。只要含有0. 0080%以下，就不會使母材韌性、HIC性能 劣化，因此將上限設為0. 0080%。
[0096] 0:0.0030% 以下
[0097] 0是不可避免的雜質元素，A1203、CaO的生成量增加會導致在表層下、夾雜物集聚 帶的HIC性能劣化，因此優選減少0。但是，0的減少導致煉鋼成本的增加，因此允許達到 0.0030%。更優選為0.0020%以下。
[0098] Ceq(%):0· 320 以上
[0099] Ceq(% )是表示為了確保厚壁高強度耐酸性管線管的母材強度而必需的合金元 素量的指標，設為0.320以上。關於上限，沒有特別規定，從焊接性的觀點考慮，優選為 0.400以下。Ceq(% )由下式求出。
[0100] Ceq(% ) = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5
[0101] 各合金兀素表不化學成分中的含量（質量％ )。
[0102] PHIC(%):0· 960 以下
[0103] PHIC(% )是表示中心偏析的固化度的參數，該值越大，則中心偏析的硬度越大， 助長在管厚中心的HIC的產生。只要PHIC(% )為0. 960以下，就能夠使中心偏析的硬度 為250Hvl0以下，能夠確保優異的HIC性能，因此將上限設為0. 960。更優選為0. 940以下。 PHIC(% )由下式求出。
[0104] PHIC(% ) = 4. 46C+2. 37Mn/6+(l. 74Cu+l. 7Ni)/5+(l. 18Cr+l. 95Mo+l. 74V)/15+2 2. 36P
[0105] 各合金兀素表不化學成分中的含量（質量％ )。
[0106] ACRM(% ) :1. 00 ?4. 00
[0107] ACRM(% )是對由Ca產生的MnS形態控制效果進行定量化的指標。如果ACRM(% ) 成為1. 00以上，則在中心偏析的MnS的生成被抑制而抑制在管厚中心的HIC的產生。另一 方面，如果ACRM(% )超過4. 00,則容易生成CaO束，容易產生HIC，因此將上限設為4. 00。 更優選為1.00?3.50。ACRM(%)由下式求出。
[0108] ACRM(% ) = (Ca - (1. 230 - 0. 000365))/(1. 25S)
[0109] 各合金兀素表不化學成分中的含量（質量％ )。
[0110] PCA(% ) :4. 00 以下
[0111] ?04(%)是表示由0&產生的0&0束產生極限的指標。如果？04(%)超過4.00， 則容易生成CaO束，在表層附近、夾雜物集聚帶的HIC容易產生，因此將上限設為4.00。 PCA(% )由下式求出。
[0112] PCA(% ) = lOOOOCaS0·28
[0113] 各合金兀素表不化學成分中的含量（質量％ )。
[0114] 以上是本發明的厚壁高強度耐酸性管線管的基本成分組成，剩餘部分為Fe和不 可避免的雜質。本發明中，從進一步提高母材強度和HAZ韌性的觀點考慮，可以含有1種以 上的以下合金元素。
[0115] Cu :0.50 % 以下
[0116] Cu是有助於母材的高強度化的元素，由於也是在中心偏析中濃化的元素，所以應 當控制其過度含有。另外，如果含有的Cu超過0. 50%，則導致焊接性和HAZ韌性劣化，因此 含有時，將上限設為0.50%。
[0117] Ni :1.00% 以下
[0118] Ni是有助於母材的高強度化的元素，也是在中心偏析中濃化的元素，所以應當控 制其過度含有。另外，如果含有的Ni超過1. 00%，則導致焊接性劣化，另外是高價的元素， 所以含有時，將上限設為1.00%。
[0119] Cr :0.50 % 以下
[0120] Cr是有助於母材的高強度化的元素，也是在中心偏析區濃化的元素所以要控制其 過量的含有。另外，如果含有Cr超過0. 50%，則導致焊接性和HAZ韌性劣化，因此含有時， 將上限設為0. 50%。
[0121] Mo :0.50 % 以下
[0122] Mo是有助於母材的高強度化的元素，也是在中心偏析中濃化的元素，所以應當控 制其過度含有。另外，如果含有的Mo超過0. 50%，則導致焊接性和HAZ韌性劣化，因此含有 時，將上限設為0. 50%。
[0123] V :0.100% 以下
[0124] V是有助於母材的高強度化的元素，也是在中心偏析中濃化的元素，所以應當控制 其過度含有。另外，如果含有的V超過0. 100%，則導致焊接性和HAZ韌性劣化，因此含有 時，將上限設為0. 100%。
[0125] Ti :0.030% 以下
[0126] Ti通過形成TiN而減少固溶N，不僅抑制母材韌性劣化，還具有提高HAZ韌性的效 果。另一方面，如果過量含有Ti,則在中心偏析中助長NbTiCN的產生，容易產生HIC，因此 含有時，將上限設為〇. 030%。
[0127] [微觀組織]
[0128] 說明中，％表示面積分率。鋼管母材部的微觀組織中，使在管厚方向至少內表面 +2mm?外表面+2mm的位置的微觀組織為90%以上的貝氏體。內表面為鋼管內側的表面， 外表面為鋼管外側的表面。
[0129] 從防止HIC產生的觀點考慮，優選鋼管母材部的組織成為單相組織。另外，為了得 到作為厚壁高強度耐酸性管線管所希望的強度，需要為貝氏體組織，因此為貝氏體單相組 織。
[0130] 貝氏體的組織分率（面積率）優選為100%，但是即使含有低於10%的其它組織， 也不會對防止HIC的產生造成影響，因此設為90%以上。更優選為95%以上。
[0131] 其它組織是鐵素體、滲碳體和島狀馬氏體（有時稱為MA)中的一種或二種以上，由 於島狀馬氏體成為HIC的傳導路徑，所以會使HIC性能劣化。如果使島狀馬氏體為1 %以 下，則對HIC性能的影響度變小，因此將上限設為1%。更優選為0.5%。
[0132] [硬度分布]
[0133] 在管厚方向的硬度分布中，除中心偏析部以外的區域的硬度為220Hvl0以下，中 心偏析部的硬度為250Hvl0以下。
[0134] 厚壁高強度管線管中，表層附近的HIC成為問題，因此優選表層硬度低。只要在 表層附近的夾雜物、氣泡的最大直徑為I. 5mm以下，就能夠通過使表層附近的硬度成為 220Hvl0以下，更優選成為210Hvl0以下而抑制表層附近的HIC的產生。
[0135] 另外，只要為上述成分組成的鋼，在中心偏析部的硬度為250HV10以下時，就能夠 抑制中心偏析部的HIC的產生，因此將上限設為250Hvl0。
[0136] [表層附近的氣泡、夾雜物]
[0137] 存在於管厚方向的內表面+Imm?管厚（T)為止的3/16的位置和外表面+Imm? 管厚（T)的13/16為止的位置的氣泡、夾雜物和夾雜物束的長徑為I. 5_以下。
[0138] 表層附近的HIC是由於氣泡、夾雜物和夾雜物束（CaO束）中的一種或二種以上存 在而產生的。使表層附近的硬度減少至220Hvl0以下，更優選減少至210Hvl0以下時，CaO 束、氣泡的大小以它們的長徑尺寸計為I. 5mm以下的情況下，不會使HIC性能劣化。應予說 明，作為夾雜物的測定方法，可以利用對表層附近的截面進行顯微鏡觀察的方法、通過非破 壞檢查進行的方法中的任一種方法。但是，由於有時需要對大體積進行測定，所以優選超聲 波探傷等通過非破壞檢查進行的方法。
[0139] 進行超聲波探傷時，對於從鋼管母材部切出的樣品，使測定位置為與表層附近的 HIC產生位置相同的位置，在管周向和管長邊方向對以面積計至少200mm2以上的區域使用 20MHz以上的探頭進行超聲波探傷，確認沒有I. 5mm以上的指示。在此，與HIC產生位置相 同的位置是管厚方向的內表面+Imm?管厚（T)的3/16為止的位置和外表面+Imm?管厚 (T)的13/16為止的位置。
[0140] 為了檢測I. 5mm以上的夾雜物，需要使用20MHz以上的探頭。預先對開有I. 5mm 的空孔且與從鋼管母材切出的樣品相同板厚的虛擬材料進行探傷。其後，對從鋼管母材切 出的樣品進行探傷，其反射回波比用虛擬材料檢測出的回波高時，判定為存在I. 5mm以上 的夾雜物。
[0141] [鋼管母材的製造方法]
[0142] 對本發明的厚壁高強度耐酸性管線管的較佳的製造方法進行說明。
[0143] 板述加熱溫度（slab heating temperature) :1000 ?115CTC
[0144] 板坯加熱溫度越高，則強度越大，但韌性劣化，因此需要根據所希望的強度、韌性 而設定成最佳的範圍。如果板坯加熱溫度低於1000°C，則無法確保固溶Nb,母材的強度、韌 性均劣化，因此將下限設為l〇〇〇°C。另一方面，如果超過1150°C，則在中心偏析中生成的粗 大的NbCN進一步凝聚粗大化而容易產生HIC，因此將上限設為1150°C。
[0145] 未重結晶區域的總壓下率：40?90%
[0146] 未重結晶區域的軋制具有使微觀組織扁平化、提高母材韌性的效果。為了得到該 效果，需要40%以上的壓下，因此將下限設為40%。另一方面，如果壓下超過90%，則由於 母材韌性的提高效果已經飽和而無法獲得更大效果，並且使停止HIC傳導的性能劣化，因 此將上限設為90%。更優選為60?85%。
[0147] 加速冷卻（accelerated cooling)開始溫度（starting temperature):按鋼板的 表層溫度算為Ar3 - t°C以上（t為板厚（mm))
[0148] 為了為均勻的貝氏體組織，使加速冷卻開始溫度為Ar3 - t°C以上（t為板厚 (mm))，更優選為Ar3 - t/2°C以上（t為板厚（mm))。
[0149] 加速冷卻停止溫度（stopping temperature):按鋼板的表層溫度算為350? 550 0C
[0150] 加速冷卻的停止溫度越低，則越能夠變得高強度。另一方面，如果冷卻停止溫度低 於350°C，則貝氏體的板條間相變成MA。此外，中心偏析部發生馬氏體相變而導致容易產生 HIC。另外，如果超過550°C，則未相變奧氏體的一部分相變成MA，容易產生HIC，因此將上限 設為550°C。
[0151] 加速冷卻的平均冷卻速度：在表層附近為200°C /s以下，在板厚中心為20°C /s以 上
[0152] 如果表層附近的加速冷卻的冷卻速度快，則表層硬度增加而容易產生HIC。為了使 造管後的表層硬度為220Hvl0以下，需要使表層附近的冷卻速度為200°C /s以下，因此將上 限設為200°C /s。表層附近是板厚方向的內表面+Imm?板厚（t)的3/16為止的位置和外 表面+Imm?板厚（t)的13/16為止的位置。表層附近的加速冷卻的冷卻速度是由表層溫 度通過導熱計算求出上述表層附近的溫度來規定的。應予說明，表層溫度是指在鋼板表面 的溫度。
[0153] 另外，板厚中心的冷卻速度越快，則母材越變得高強度。為了得到厚壁材料所希望 的強度，使板厚中心的冷卻速度為20°C /s以上。
[0154] 表層殘留有厚的垢（scale)時，有時表層附近的冷卻速度局部過快。為了穩定地 減少表層硬度，優選在即將加速冷卻之前進行噴射流衝擊壓力為IMPa以上的除垢來剝離 垢。
[0155] 加速冷卻後的再加熱：在表層為525°C以上，在板厚中心部為400?500°C
[0156] 為了減少表層硬度、島狀馬氏體，在加速冷卻後立即實施再加熱。從減少硬度的觀 點考慮，優選表層溫度更高。但是，在本發明的加速冷卻的範圍內，只要加熱到525°C以上， 就能得到所希望的硬度，所以將下限設為525°C。對於板厚中心部，為了分解由加速冷卻產 生的MA，需要加熱到400°C以上。另一方面，從確保強度、DWTT性能的觀點考慮，上限設為 500。。。
[0157] 滿足上述成分組成和製造方法時，能夠滿足作為管線管材料而必需的強度和DWTT 特性，同時具備優異的耐HIC性能。
[0158] 實施例
[0159] 利用連續鑄造法將表1所示的化學成分的鋼製成板坯，按照表2所示的條件將板 坯再加熱，進行熱軋、加速冷卻後，再加熱。將製得的厚鋼板利用UOE成型來造管（0壓制壓 縮率=0.25 %，擴管率=0.95% )，製成焊接鋼管。應予說明，加速冷卻的板厚中心的冷卻 速度和加速冷卻後的再加熱時的板厚中心部的溫度是由板表面的溫度（表層溫度）通過熱 傳導計算求得的。
[0160] 鋼管母材部的微觀組織的貝氏體分率是如下得到的，即，對於內表面+2mm位置、 外表面+2_位置、管厚中央用硝酸乙醇腐蝕而製作樣品，通過用光學顯微鏡觀察來進行測 定，採用3個位置中貝氏體分率最低的位置的值。島狀馬氏體分率是如下得到的，S卩，對於 內表面+2mm位置、外表面+2mm位置、管厚中央進行兩步蝕刻而製作樣品，拍攝2000倍的 SEM照片，利用圖像解析來求出面積分率，導出3個位置中的最大面積率。
[0161] 鋼管的中心偏析部以外的硬度利用載荷IOkg的維氏硬度試驗機從內面+Imm向外 面+Imm以Imm間距進行測定，採用其最大值。中心偏析部的硬度利用載荷50g的微型維氏 硬度試驗機測定20個點的中心偏析部的硬度，採用其最大值。
[0162] 表層附近的氣泡和夾雜物是利用C掃描儀（探頭為25MHz)測定的。測定方法如 下：從鋼管內表面切出5個IOmm厚且沿長邊方向為100mm、沿管周向為20mm的矩形樣品，並 以內表面側成為底面的方式設置，將內表面+Imm?3/16T的位置設定成探傷閘門而進行探 傷。此時，預先對具有與樣品相同的板厚且開有I. 5mm直徑的空孔的虛擬材料進行探傷，以 由空孔產生的指示成為100%的靈敏度的方式設定。按照相同的條件，對樣品也進行測定， 將出現超過100%的指示的情況判斷為存在I. 5_以上的夾雜物或空孔。
[0163] 鋼管的強度是用從管周向採集的API總厚拉伸試驗片評價的，將拉伸強度達到 560MPa的情況評價為合格。DWTT試驗（drop weight tear test)在(TC以各2根鋼管進 行，將其剪切破裂面率的平均值成為85%以上的情況評價為合格。另外，HIC試驗中，針對 NACE TM0284 - 2003的溶液A，以各3根鋼管實施，將鋼管的CLR評價中最大值為10%以下 的情況評價為合格（優異的耐HIC性能）。
[0164] 表3中示出所得到的焊接鋼管的微觀組織觀察結果、超聲波探傷結果、材料試驗 結果。確認了本發明範圍內的焊接鋼管均滿足作為管線管所需的強度、DWTT性能，同時具 備優異的耐HIC性能。另一方面，成分組成和/或製造條件在本發明範圍外的焊接鋼管中， 微觀組織的貝氏體分率、M分率或者硬度分布在本發明範圍外的焊接鋼管在HIC試驗中的 CLR評價與本發明例相比較差。
[0165] 微觀組織的貝氏體分率、MA分率或硬度分布在本發明範圍內而製造條件在本發明 範圍外的焊接鋼管在HIC試驗中的CLR評價與本發明例同等，但拉伸強度或DWTT性能差 (鋼管 No. 12、14、15、16)。
[0166] 表 1
[0167]
[0168] 表 2
[0169]

【權利要求】
1. 一種厚壁高強度耐酸性管線管，其特徵在於，鋼管母材部的化學成分以質量％計含 有 C :0? 020 ?0? 060%、Si :0? 50% 以下、Mn :0? 80 ?1. 50%、P :0? 008% 以下、S :0? 0015% 以下、A1 :0? 080% 以下、Nb :0? 005 ?0? 050%、Ca :0? 0010 ?0? 0040%、N :0? 0080% 以下、 0 :0. 0030%以下，由式（1)得到的Ceq為0. 320以上，由式（2)得到的PHIC為0. 960以下， 由式⑶得到的ACRM為1. 00?4. 00,由式⑷得到的PCA為4. 00以下，剩餘部分為Fe和 不可避免的雜質， 管厚方向的微觀組織在內表面+2mm?外表面+2mm的區域含有90%以上的貝氏體和 1 %以下的島狀馬氏體， 在管厚方向的硬度分布中，除中心偏析部以外的區域的硬度為220Hvl0以下，中心偏 析部的硬度為250Hvl0以下， 存在於管厚方向的內表面+lmm?管厚的3/16為止的位置和外表面+lmm?管厚的 13/16為止的位置的氣泡、夾雜物和夾雜物束的長徑為1. 5_以下， Ceq = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 ? --式（1) PHIC = 4. 46C+2. 37Mn/6+(l. 74Cu+l. 7Ni)/5+(1. 18Cr+l. 95Mo+l. 74V)/15+22. 36P --? 式⑵ ACRM = (Ca - (1. 230 - 0? 000365)V(1. 25S) ? ? ?式（3) PCA = lOOOOCaS0.28 ? --式（4) 式（1)?（4)中，各合金元素表示在化學成分中的含量，單位是質量％。
2. 根據權利要求1所述的厚壁高強度耐酸性管線管，其特徵在於，鋼管母材部的化學 成分以質量％計進一步含有Cu :0.50%以下、Ni :1. 00%以下、Cr :0.50%以下、Mo :0.50% 以下、V:0. 100%以下、Ti :0.030%以下中的1種或2種以上。
3. 根據權利要求1或2所述的厚壁高強度耐酸性管線管，其特徵在於，管厚為20mm以 上，T/D為0? 045以下，其中，T為管厚，單位是mm，D為管徑，單位是mm。
4. 一種厚壁高強度耐酸性管線管的製造方法，其特徵在於，將具有權利要求1或2所 述的化學成分的連續鑄造板坯再加熱至1000?1150°C，以在未重結晶區域的總壓下率為 40?90%的方式進行熱軋後，以表層溫度從Ar3 - t°C以上冷卻到200?400°C且700°C? 600°C的平均冷卻速度沿板厚方向在表層+lmm?板厚的3/16位置和背層+lmm?板厚的 13/16位置為200°C /s以下、在板厚中心為20°C /s以上的方式，進行加速冷卻後，立即實施 使表層溫度為525°C以上且板厚中心溫度為400?500°C的再加熱，然後利用冷加工彎曲加 工成管狀，將兩端部的對接部焊接而製成焊接鋼管，其中，所述t為板厚，單位是mm。
5. 根據權利要求4所述的厚壁高強度耐酸性管線管的製造方法，其特徵在於，在熱軋 後、加速冷卻前進行在鋼板表面的噴射流衝擊壓力為IMPa以上的除垢。
6. 根據權利要求4或5所述的厚壁高強度耐酸性管線管的製造方法，其特徵在於，管厚 為20mm以上，T/D為0? 045以下，其中，T為管厚，單位是mm，D為管徑，單位是mm。
7. -種厚壁高強度耐酸性管線管的耐HIC性能的判定方法，其特徵在於，用權利要求 4?6中任一項所述的製造方法製成焊接鋼管後，從鋼管母材切出樣品，在管周向和管長邊 方向，對200mm2以上且管厚方向的內表面+lmm?管厚的3/16為止的位置和外表面+lmm? 管厚的13/16為止的位置使用20MHz以上的探頭進行超聲波探傷，確認有無1. 5mm以上的 指示。
【文檔編號】C22C38/12GK104364406SQ201380030841
【公開日】2015年2月18日 申請日期:2013年3月29日 優先權日:2012年6月18日
【發明者】谷澤彰彥, 仲道治郎, 川中徹, 內富則明, 尾關孝文 申請人:傑富意鋼鐵株式會社