低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管及管線管用高強度鋼板與它們的製造方法

2023-10-26 00:39:27 2

專利名稱：：低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管及管線管用高強度鋼板與它們的製造方法
技術領域：
：本發明涉及在用於輸送原油、天然氣等的管線管方面合適的管線管用鋼管及作為其坯料的鋼板以及它們的製造方法。
背景技術：
：作為在對於原油、天然氣等的長距離輸送方法來說重要的管線管的幹線中使用的管線管用鋼管，已經提出了高強度、高韌性的管線管用鋼管(例如，特開昭62-4826號公報)。到目前為止，達到美國石油協會(API)規格中X80以下的高強度鋼管的實用化在不斷發展，近年來，迫切希望得到為了(1)高壓化帶來的輸送效率的提高和(2)管線管的外徑以及重量的降低帶來的現場施工效率的提高的更高強度的管線管。例如，如果使用具有900MPa以上的抗拉強度的X120級的管線管，由於可以將內壓即原油或天然氣的壓力設為X65級的管線管的約2倍，因此，可以輸送約2倍的量的原油或天然氣。此外，在通過提高管線管的強度來提高耐內壓強度時，與使壁厚增厚的情況相比，可以削減材料費、輸送費、現場焊接施工費，從而能夠大幅節省管線管鋪設費用。此外，管線管被鋪設在寒冷地區的情況也很多，因此，需要低溫韌性優良。而且，為了在施工時能夠將管線管彼此之間的端部接合，還要求優良的現場焊接性。已經提出了一種高強度管線管用鋼管(例如，特開平10-298707號公報、特開2001-303191號公報以及特開2004-52104號公報)，該高強度管線管用鋼管滿足上述要求，適用於比在專利文獻1中提出的管線管用鋼管的強度更高的X120級的管線管，且其母材的微觀組織以貝氏體和馬氏體的混合組織為主體。而且，在製造鋼管的時候，將鋼板成形為管狀，且對接部被縫焊。在像高強度管線管用鋼管那樣要求韌性以及生產效率的情況下，在縫焊時優選從內表面和外表面的埋弧焊。這樣，在對鋼材進行多次焊接的情況下，6因在先焊接的熱量輸入而粗大化的焊接熱影響區(SeatEffectedgone,稱為HAZ)通過在後焊接的熱量輸入而被再加熱，存在韌性降低的問題。已經公知該再加熱後的HAZ(也稱為再熱HAZ)的韌性的降低是由馬氏體和奧氏體的混合物(Martensite—^usteniteConstituent,稱為MA)的生成而引起的。針對這樣的問題，本發明人等中的一部分發明人提出了通過降低再熱HAZ的MA的面積率、抑制再熱HAZ的固化來抑制韌性的降低的方法(例如，特開2004-68055號公報以及特開2004-99930號公報)。但是，在特開2004-68055號公報中提出的方法是將鋼管的焊接部進行熱處理的方法。因此，希望得到不需要焊接部的熱處理的方法或者在進行熱處理的情況下能進一步提高低溫度下的韌性的技術。此外，特開2004-99930號公報中提出的方法是必須控制焊接後的冷卻速度的方法，根據製造條件，焊接部的冷卻速度有時難以控制。因此，還需要不依賴於焊接部的冷卻速度、使再熱HAZ韌性提高的技術。
發明內容本發明提供了作為抑制了再熱HAZ的韌性降低的低溫韌性優良的API規格X120級的管線管用高強度鋼管及其製造方法，還提供了用作管線管用高強度鋼管的坯料的管線管用高強度鋼板及其製造方法。本發明人為了得到周向的抗拉強度為900MPa以上、低溫韌性尤其是HAZ的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，著眼於有助於MA的生成的C、Si、Al、Nb、Mo的量而進行了深入研究。結果發現通過將C、Si、Al、Nb、Mo的量控制在適當的範圍內，能夠抑制在再熱HAZ的原奧氏體晶界中的MA的生成，提高HAZ的低溫韌性。本發明是基於這些發現而完成的，其主旨如下所述。(1)一種低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，該鋼管通過將鋼板成形為管狀、且將該鋼板的對接部從內表面和外表面各焊接一層而得到，所述鋼管的母材的成分組成以質量％計含有C:0.0200.080%、Si:0.010.50%、Mo:0.010.15%、Al:0.00050.030%、Nb:0.00010.030%，且C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb為0.100%以下的範圍，而且進一步含有Mn:1.502.50%、Ti:0.0030.030%、B:0.00010.0030%，並限制P:0.020%以下、S:0.0030%以下，剩餘部分由Fe以及不可避免的雜質構成，焊接熱影響區的再熱區的原奧氏體晶界中存在的奧氏體與馬氏體的混合物的寬度為10um以下、長度為50um以下。(2)根據上述(1)所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，其特徵在於，母材的周向的抗拉強度為900MPa以上。(3)根據上述(1)或(2)所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，其特徵在於，焊接金屬的成分組成以質量^計含有C:0.0100.100%、Si:0.010.50%、Mn:1.002.00%、Ni:1.303.20%、Al:0.00050.100%、Ti:0.0030.050%、O:0.00010.0500%，而且Cr、Mo、V中的一種或兩種以上合計含有1.002.50%，並限制P:0.020%以下、S:0.0100%以下，剩餘部分由Fe以及不可避免的雜質構成。(4)根據上述(3)所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，其特徵在於，焊接金屬的成分組成以質量X計含有B:0.00010.0050%。(5)根據上述(1)(4)中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，其特徵在於，母材的成分組成以質量％計含有Cu:0.051.50X和Ni:0.055.00%中的一種或兩種。(6)根據上述(1)(5)中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，其特徵在於，母材的成分組成以質量％計含有Cr:0.021.50%、W:0.012.00%、V:0.0100.100%、Zr:0.00010.0500%、Ta:0.00010.0500%中的一種或兩種以上。(7)根據上述(1)(6)中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，其特徵在於，母材的成分組成以質量％計含有Mg:0.00010.0100%、Ca:0.00010.0050%、REM:0.00010.0050%、Y:0.00010.0050%、Hf:0.00010.0050%、Re:0.00010.0050%中的一種或兩種以上。(8)—種低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板，該鋼板是上述(1)(4)中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的坯料，其特徵在於，所述鋼板的成分組成以質量％計含有C:0.0200.080%、Si:0.010.50%、Mo:0.010.15%、Al:0.00050.030%、Nb:0.00010.030%，且C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb為0.100%以下的範圍，而且進一步含有Mn:1.502.50%、Ti:0.0030.030%、B:0.00010.0030%，並限制P:0.020%以下、S:0.0030%以下，剩餘部分由Fe以及不可避免的雜質構成。(9)根據上述(8)所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板，該鋼板是上述(5)所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的坯料，其特徵在於，所述鋼板的成分組成以質量％計含有Cu:0.051.50%和Ni:0.055.00%中的一種或兩種。(10)根據上述(8)或(9)所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板，該鋼板是上述(6)所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的坯料，其特徵在於，所述鋼板的成分組成以質量^計含有Cr:0.021.50。％、W:0.012.00%、V:0.0100.100%、&:0.00010.0500%、Ta:0扁10.0500%中的一種或兩種以上。(11)根據上述8(10)中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板，該鋼板是上述7所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的坯料，其特徵在於，所述鋼板的成分組成以質量^計含有Mg:0.00010.0100%、Ca:0.00010.0050%、REM:0.00010.0050%、Y:0.00010.0050%、Hf:0.00010.0050%、Re:0.00010.0050%中的一種或兩種以上。(12)—種低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板的製造方法，該方法是上述(8)(11)中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板的製造方法，其中，將包含上述(8)(11)中任意一項所述的成分的鋼進行熔煉、鑄造而製成鋼坯，並將鋼坯再加熱到100(TC以上，將未再結晶溫度區中的壓下比設定為3以上而進行熱軋，在500'C以下停止水冷。(13)—種低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，該方法是上述(1)(7)中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，其中，將通過上述(8)(11)中任意一項所述的方法製造的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板成形為管狀，並將對接部焊接，然後進行擴管。(14)根據上述(13)所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，其中，將鋼板通過UO工序成形為管狀，將對接部從內外表面進行埋弧焊，然後進行擴管。9(15)根據上述(12)(14)中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，其中，在上述(14)所述的埋弧焊中使用的焊絲的成分組成以質量％計含有C:0.010.12%、Si:0.050.50%、Mn:1.002.50%、Ni:2.008.50%，而且Cr、Mo、V中的一種或兩種以上按Cr+Mo+V為1.005.00%的範圍含有，剩餘部分由Fe以及不可避免的雜質構成。(16)根據上述(15)所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，其中，焊絲的成分組成以質量X計含有B:0.00010.0050%。(17)根據上述(12)(16)中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，其中，在焊接後、擴管前，對焊接部以及焊接熱影響區進行熱處理。(18)根據上述(12)(17)中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，其中，在對焊接部以及焊接熱影響區進行熱處理時的加熱溫度為200500°C。圖1是再熱HAZ的示意圖。圖2是表示成分對再熱HAZ的韌性的影響的圖。圖3是焊接金屬的再熱HAZ的示意圖。圖4是馬氏體或者貝氏體的示意圖。圖5是粒狀貝氏體的示意圖。具體實施例方式首先，對HAZ的低溫韌性進行說明。如圖1示意所示的那樣，再熱HAZ1是在先焊接的熔融線附近的焊接金屬以及HAZ通過在後焊接進行了再加熱的部位。雖然根據焊接時的熱量輸入而多少不同，但通常HAZ為自熔融線10mm以內的部位。在再熱HAZ中，沿著原奧氏體晶界3存在粗大的MA2，其成為破壞的起點時，低溫韌性顯著降低。因此，難以使高強度管線管用鋼管的板厚的1/2部分中的HAZ的韌性提高，尤其是在與再熱HAZ相當的部位、例如在距熔融線為lmm或2mm的位置設置了切口的情10況下，一40。C下的夏比衝擊試樣吸收功(Charpyabsorbedenergy)小於50J。本發明人等為了明確有助於生成MA的元素對焊接熱影響區的低溫韌性的影響、即C、Si、Al、Nb、Mo的添加量與HAZ的韌性的關係，而進行了深入研究。首先，從由各種成分組成形成的鋼材選取試樣，實施模擬了再熱HAZ的熱過程的熱處理(稱為再熱HAZ再現試驗)。該熱處理是將鋼材加熱到1400。C之後馬上冷卻到室溫，進一步加熱到75(TC之後馬上冷卻到室溫，將冷卻時的從75(TC至50(TC的冷卻速度設定為510°C/s。從再熱HAZ再現試驗後的鋼材按照JISZ2242獲取V型切口試驗片，實施一4(TC和一6(TC下的夏比衝擊試驗。通過再熱HAZ再現試驗來評價的韌性的結果如表2所示。圖2表示C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb的量與由模擬試驗得到的再熱HAZ的一4(TC和一6(TC下的夏比衝擊試樣吸收功的關係。從圖2可以看出，能將C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb的量抑制在0.100%以下時，一40。C和一60。C下的再熱HAZ的夏比衝擊試樣吸收功為50J以上。接著，調査了C、Si、Al、Nb、Mo的添加量對再熱HAZ中的MA的生成的影響。從與低溫韌性的評價相同地進行了再熱HAZ再現試驗的鋼材選取試樣，進行機械研磨以及硝酸乙醇(Nital)蝕刻，用掃描型電子顯微鏡(fanningglectronMicroscope,稱為SEM)來觀察金屬組織。在利用該SEM的觀察中，由於原奧氏體晶界中存在的MA全部為白色，因此能夠進行判別。測定了該在原奧氏體晶界中生成的MA的尺寸的結果是在通過再熱HAZ再現試驗而評價的韌性為良好的條件下，MA的寬度為10"m以下，長度為50um以下。基於以上見解，又反覆進行了研討，結果確認將C量抑制到0.080%以下，優選為0.060%以下，將Si抑制到0.50X以下，將Mo抑制到0.15%以下，將Al以及Nb抑制到0.030%以下，且將C+0.25Si+0.1Mo+Al屮Nb的合計量設定為0.100%以下時，在再熱HAZ中，能夠抑制沿著粗大化了的原奧氏體晶界生成的MA的粗大化，且一4(TC和一6(TC下的夏比衝擊試樣吸收功提高到50J以上。本發明人等與再熱HAZ同樣對再熱焊接金屬的韌性進行了研討。如圖3示意所示的那樣，再熱焊接金屬是通過在先焊接形成的周向的中央部的焊接金屬通過在後焊接而被再加熱的部位。再熱焊接金屬4雖然根據焊接時的熱量輸入而多少不同，但是，通常是在通過在先焊接形成的焊接金屬的周向的中央部中，自在後焊接的熔融線的距離為5mm以內的部位。再熱焊接金屬中也與再熱HAZ同樣，沿著原奧氏體晶界存在粗大的MA，其成為破壞的起點，有時使夏比衝擊試樣吸收功顯著降低。對於再熱焊接金屬，將C量抑制到0.100%以下，將Si抑制到0.50。/^以下，優選為0.40%以下，將A1抑制到0.100%以下，且將Cr+Mo+V抑制到2.50X以下時，能夠抑制沿著原奧氏體晶界生成的MA的粗大化，將含再熱焊接金屬的部位、例如在先焊接和在後悍接的會合部作為中心而選取試驗片，在焊接金屬的周向的中央部中設置有切口的情況下，例如，一4(TC及一60'C下的夏比衝擊試樣吸收功為50J以上。下面，對作為本發明的高強度鋼管的母材、鋼管的坯料的鋼板的成分組成的限定理由進行敘述。C是提高鋼的強度的基本元素，必須添加0.020%以上。另一方面，通過添加超過0.080%的過量的C，鋼材的焊接性降低，再熱HAZ中生成粗大的MA，從而韌性降低，因此，將C量的上限設定為0.080%以下。從低溫韌性和強度的觀點來看，C量優選的範圍為0.0300.060%。Si為脫氧元素，必須添加0.01%以上。另一方面，Si量超過0.50X時，再熱HAZ中生成粗大的MA，從而韌性降低，因此，將上限設定為0.50%以下。Mo為使淬火性提高、形成碳氮化物而使強度提高的元素，為了得到該效果，必須添加0.01%以上。另一方面，添加超過0.15X的大量的Mo時，強度上升，從而韌性降低，此外，再熱HAZ中生成粗大的MA而損害韌性，因此，將上限設定為0.15%以下。Al為脫氧元素，必須添加0.0005%以上。為了充分降低氧量，Al優選添加0.001%以上。另一方面，Al超過0.030%而添加時，再熱HAZ中生成粗大的MA，從而韌性降低，因此，將上限設定為0.030%以下。Nb可形成碳化物、氮化物，是對提高強度有效的元素。為了獲得該效果，必須添加0.0001%以上。為了充分提高強度，優選添加0.001%以上的Nb。另一方面，Nb超過0.030%而添加時，在再熱HAZ中生成粗大的MA，12從而韌性降低，因此，將上限設定為0.030%以下。而且，在本發明中，C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb必須為0.100%以下。這是因為C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb超過0.100%時，再熱HAZ中生成粗大的MA，從而韌性降低。由於C、Si、Mo、Al以及Nb的下限分別為0.020%、0.01%、0.01%、0.0005%以及0.0001%，因此，C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb的下限為0.0241%。此外，Al和Nb優選的下限均為0.001%，因此，C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb的優選的下限為0.0255%。Mn為在鋼的強度及韌性的調整中必需的元素，小於1.50%時，難以確保強度，超過2.50%時，HAZ的韌性降低。因此，Mn的添加量設定為1.50%2.50%。Ti為脫氧元素，並且是形成氮化物、在晶粒的細粒化中發揮效果的元素。為了獲得效果，必須添加0.003%以上。另一方面，超過0.030%而添加時，碳化物的形成導致韌性顯著降低，因此，將上限設定為0.030%。B在固溶時使淬火性增加，並且以BN的形式析出時使得固溶N降低，是使得HAZ的韌性提高的元素。為了使得強度和韌性的平衡變得良好，必須使添加量為0.00010.0030%。P為雜質，含量超過0.020%時，明顯阻礙鋼管的母材的韌性，因此，將上限設定為0.020%以下。為了抑制鋼管的HAZ的韌性的降低，優選將P含量的上限設定為0.010%以下。S也為雜質，含量超過0.0030%時，生成粗大的硫化物，損害韌性，因此，將上限設定為0.0030%。另外，在本發明中，作為改善強度以及韌性的元素，可以添加Cu、Ni、Cr、V、Zr、Ta中的一種或兩種以上的元素。Cu為不會使韌性降低且對強度上升有效的元素，但是，含量小於0.05%時，有時無法得到充分的效果，超過1.50%時，在鋼坯加熱時或焊接時容易發生裂紋。因此，01的含量優選為0.05%1.50%。Ni為對韌性以及強度的改善有效的元素，為了獲得該效果，優選添加0.05%以上。另一方面，Ni超過5.00%而添加時，有時會損害焊接性，因此，優選將上限設定為5.00%以下。Cr為通過析出強化而有助於鋼的強度提高的元素，優選添加0.02%以上。另一方面，Cr超過1.50X而添加時，有時會使淬火性上升，並生成貝氏體組織，損害韌性，因此，優選將上限設定為1.50%。W為使淬火性提高、並使強度提高的元素，為了得到該效果，優選添加0.01%以上。另一方面，添加超過2.0%的大量的W時，強度上升，從而韌性降低，並且為了抑制在再熱HAZ中生成粗大的MA，優選將上限設定為0.50%以下。V、Zr、Ta為形成碳化物、氮化物並有助於強度的提高的元素，優選分別將下限設定為0.010%以上、0.0001%以上、0.0001%以上。為了充分獲得強度提高的效果，Zr以及Ta的優選的下限均為0.001%以上。另一方面，V、Zr、Ta過量添加時，有時會損害韌性，因此，V、Zr、Ta的上限分別設定為0.100%以下、0.0500%以下、0.0500%以下。此外，為了控制氧化物、夾雜物的形態，也可以添加Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re中的一種或兩種以上。Mg作為脫氧元素是有效的，優選添加0.0001%以上。此外，Mg作為粒內相變以及釘扎粒子(pinningparticle)而起作用，有助於鋼以及HAZ的細粒化，因此為了獲得該效果，優選添加0.0010%以上。另一方面，Mg超過0.0100%而添加時，容易生成粗大的氧化物，有時會損害母材以及HAZ的韌性，因此，優選將上限設定為0.0100%以下。Ca、REM、Y、Hf以及Re為生成硫化物、尤其是對於抑制在軋制方向上延伸的MnS的生成而有效的元素。為了獲得鋼材板厚方向的特性、尤其是耐層狀撕裂性的改善的效果，優選將Ca、REM、Y、Hf以及Re的添加量的下限分別設定為0.0005%以上。另一方面，Ca、REM、Y、Hf以及Re的添加量超過0.0050%時，有時會形成粗大的夾雜物而損害韌性，因此，優選將上限分別設定為0.0050%以下。含有上述成分的鋼在煉鋼工序中熔煉後，經過連續鑄造工序形成鋼坯，通過熱軋形成鋼板。在本發明中，熱軋是重要的，將鋼坯再加熱後，在再結晶溫度以上的溫度下進行再結晶區軋制，然後在低於再結晶溫度且在奧氏體區域中，進行未再結晶區軋制。為了使得鋼板的組織變得微細，優選為了使原奧氏體平均粒徑為20ym以下，熱軋必須在以下條件下進行。在將鋼坯熱軋的情況下，再加熱的溫度設定為100(TC以上。這是因為在鋼的組織形成奧氏體單相的溫度下、即在奧氏體區域進行熱軋，可以使鋼板的晶體粒徑變得微細。上限沒有規定，但是，為了抑制原奧氏體晶粒的粗大化，優選將再加熱溫度設定為125(TC以下。將未再結晶區軋制的壓下比設定為3以上。由此，原奧氏體的晶體粒徑變得微細，平均粒徑變成20ym以下。另外，在本發明中，未再結晶區軋制的壓下比是指，未再結晶軋制開始前的板厚除以未再結晶區軋制後的板厚的比值。此外，為了將原奧氏體的晶體粒徑微細化，再結晶區軋制的壓下比優選為2以上。另外，本發明中，再結晶區軋制的壓下比是指，鋼坯的板厚除以再結晶區軋制後的板厚的比值。此外，未再結晶區軋制以及再結晶區軋制的壓下比的上限沒有規定，但是考慮到軋制前的鋼坯的板厚和軋制後的鋼板的板厚，通常為10以下。另外，在軋制結束後實施水冷，而水冷停止溫度若為50(TC以下，就能獲得優良的強度和韌性。水冷停止溫度的下限沒有規定，也可以水冷至室溫，但是從生產效率和氫致缺陷考慮，優選為150。C以上。這樣得到的鋼板的金屬組織中，貝氏體的面積率或者貝氏體與馬氏體的面積率為80%以上，作為剩餘部分的粒狀貝氏體、多角形鐵素體、MA中的一種或兩種以上的合計量為20%以下。將該鋼板作為坯料製造的鋼管的周向的抗拉強度為900MPa以上，低溫韌性也優良，一4(TC下測定的夏比衝擊試樣吸收功為200J以上。在將鋼板成形為管狀後通過將對接部進行電弧焊接來形成鋼管的情況下，成形優選為將鋼板進行C壓制、U壓制、O壓制的UOE工序。UOE工序是適合於高強度且板厚為1030mm的管線管用鋼管的成形的製造工序。從焊接金屬的韌性和生產效率的觀點來看，電弧焊接優選採用埋弧焊。如果將由本發明的成分組成形成的鋼板作為坯料，從鋼管的內表面以及外表面進行焊接的熱量輸入較大的埋弧焊，也能使沿著再熱HAZ的原奧氏體晶界生成的MA的寬度達到10nm以下，長度達到50um以下。此外，在進行埋弧焊時，優選熱量輸入為10.0kJ/mm以下。由此，HAZ的原奧氏體的平均粒徑為500ym以下，能進一步縮短沿著再熱HAZ的原奧氏體晶界生成的MA的寬度及長度。MA可以從再熱HAZ選取試樣，進行機械研磨以及硝酸乙醇蝕刻，用SEM進行觀察。利用SEM的MA的觀察可以在100010000倍的倍率下進行。由於存在於原奧氏體晶界中的MA的寬度以及長度越小越優選，因此，下限沒有規定，但是在小於0.1ixm時，難以判別。此外，考慮到母材引起的成分的稀釋，為了使焊接金屬的成分組成在後述的範圍內，焊絲優選設定為以下的成分。即，該焊絲的成分組成以質量X計含有C:0.010.12%、Si:0.050.5%、Mn:1.02.5%、Ni:2.08.5%，而且Cr、Mo、V中的一種或兩種以上按Cr+Mo+V為1.05.0%的範圍含有，剩餘部分由Fe以及不可避免的雜質構成。也可以含有B:0細10.0050%。進一步地，對焊接金屬的成分組成進行說明。C是對強度提高極有效的元素，優選含有0.010%以上。但是，c量過多時，容易發生焊接低溫裂紋，特別是有時現場焊接部與縫焊交叉的所謂的"T交叉部"的HAZ硬化而損害韌性。因此，優選將C量的上限設定為0.100%。為了使焊接金屬的韌性提高，更優選將上限設定為0.050%以下。為了防止作為焊接缺陷的氣孔的產生，優選含有0.01%以上的Si。另一方面，過量含有時，低溫韌性顯著變差，因此，優選將上限設定為0.50%以下。特別是在進行多次焊接的情況下，有時再熱焊接金屬的低溫韌性會劣化，因此，更優選將上限設定為0.40%以下。Mn是對確保優良的強度和韌性的平衡而有效的元素，優選將下限設定為1.00%以上。但是，如果含有大量的Mn，則助長了偏析，不僅低溫韌性劣化，而且也難以製造在焊接中使用的焊絲，因此，優選將上限設定為2.00%以下。Ni是提高淬火性而確保強度、且使低溫韌性提高的元素，優選含有1.30%以上。另一方面，Ni的含量過多時，有時會發生高溫裂紋，因此，將上限設定為3.20%以下。Al是在製造焊絲時為了良好地進行精煉以及凝固而添加的元素，由於也可以在母材中添加，有時可以含有0.0005%以上。此外，為了活用微細的Ti系的氧化物來抑制焊接金屬的粒徑的粗大化，優選含有0.001%以上的A1。但是，由於A1是促進MA的生成的元素，含量的優選上限為0.100Q^以下。Ti是生成微細的氧化物而使焊接金屬的粒徑微細化的元素，優選含有0.003%以上。另一方面，大量含有Ti時，Ti的碳化物大量生成，使得低溫韌性劣化，因此，優選將上限設定為0.050%以下。O為雜質，焊接金屬中最終殘留的氧量大多為0.0001%。但是，O量超過0.0500%而殘留時，粗大的氧化物增多，焊接金屬的韌性會降低，因此，優選將限定為0.0500%以下。Cr、Mo、V均為提高淬火性的元素，為了焊接金屬的高強度，優選Cr、Mo、V中的一種或兩種以上合計含有1.00%以上。另外，Cr、Mo、V中的一種或兩種以上的合計量超過2.50%時，有時低溫韌性會劣化，因此，優選將上限設定為2.50%以下。P以及S為雜質，為了焊接金屬的低溫韌性的劣化、低溫裂紋感受性的降低，P以及S的上限優選分別設定為0.020%以及0.0100以下。另夕卜，從低溫韌性的觀點來看，P的更優選的上限為0.010%。焊接金屬也可以進一步含有B。B是使焊接金屬的淬火性增加的元素，為了提高強度，優選含有0.0001%以上。另一方面，B的含量超過0.0050%時，有時會損害韌性，因此，優選將上限設定為0.0050%以下。如果將焊接金屬的成分組成設定在以上的範圍內，則可以使沿著再熱焯接金屬的原奧氏體晶界生成的MA的寬度達到10lim以下，長度達到50um以下。而且，為了使得MA微細化，優選將熱量輸入設定為10.0kJ/mm以下，並進行埋弧焊。在鋼管的含焊接金屬的部位進行周向的拉伸試驗時，抗拉強度也優選為900MPa以上。因此，優選焊接金屬的強度比母材高，抑制HAZ的軟化，使拉伸試驗中的斷裂部位作為母材。為了使焊接金屬的強度達到母材以上，並使得焊接金屬的韌性變得良好，優選在焊接金屬的金屬組織中，貝氏體的面積率或者貝氏體與馬氏體的面積率為80%以上，作為剩餘部分的粒狀貝氏體、多角形鐵素體、MA中的一種或兩種以上的合計量為20%以下。在通過光學顯微鏡進行鋼板、鋼管的母材以及焊接金屬的組織觀察時，可以將鋼管的圓周方向或者鋼板的寬度方向的截面作為觀察面，進行機械研磨後，用硝酸乙醇進行蝕刻。在光學顯微鏡的觀察中使用的試樣的調整、原奧氏體的平均粒徑的測定優選根據JISG0551的切割法來進行。在通過光學顯微鏡觀察本發明的鋼板、鋼管的母材以及焊接金屬的金屬組織時，將所看到的由貝氏體和馬氏體形成的金屬組織示意性地示於圖4中。圖4(a)為也稱作"下貝氏體"的金屬組織，由微細的板條5和在該板條內析出的微細的滲碳體6形成。另外，在利用光學顯微鏡的組織觀察中，馬氏體也與圖4(a)相同，由微細的板條5和在該板條內析出的微細的滲碳體6形成。圖4(b)為也稱作"模擬上貝氏體"的金屬組織，與圖4(a)的下部貝氏體相比板條的寬度更寬，而且在板條內不存在微細的滲碳體，在板條5之間具有MA。在本發明中，貝氏體是圖4(a)中示意顯示的形態的下部貝氏體和圖4(b)中示意顯示的形態的模擬上部貝氏體的總稱。另外，用光學顯微鏡觀察金屬組織時，馬氏體和下部貝氏體均為圖4(a)中示意性地顯示的形態，因此難以判別。另外，馬氏體以及貝氏體、和鐵素體以及粒狀貝氏體可以利用光學顯微鏡進行判別。粒狀貝氏體與針狀鐵素體相類似，如圖5示意所示的那樣，與模擬上部貝氏體相比具有粗大的MA，而且與貝氏體不同，存在粒狀鐵素體7。此外，為了使鋼管的周向的抗拉強度為900MPa以上，確保良好的韌性，優選將由母材以及焊接金屬的成分組成計算得到的碳當量Ceq、淬火性指標Pcm中的任意一方或雙方設定在適當的範圍內。碳當量Ceq通過下述(式1)計算得到，優選的是，對於母材而言為0.200.80的範圍，對於焊接金屬而言為0.601.30。考慮到強度和韌性的平衡，更優選的是，對於母材而言為0.300.70的範圍，對於焊接金屬而言為0.701.20。Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5(式l)這裡，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V為各元素的含量(質量％)。此外，淬火性指標Pcm可以通過下述(式2)計算得到，優選的是，對母材而言為0.1000.300的範圍，對焊接金屬而言為0.2000.500。考慮到強度和韌性的平衡，更優選的是，對母材而言為0.1500.250的範圍，18對焊接金屬而言為0.2500.400。Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+薩0+Mo/15+V/10+5XB(式2)這裡，C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V、B為各元素的含量(質量%)。另夕卜，作為選擇性地含有的元素即Cu、Ni、Cr、V的含量在小於優選的下限時，在(式l)以及(式2)中計為O，由此來計算碳當量Ceq以及淬火性指標Pcm。優選在鋼管的焊接部以及HAZ中進一步實施熱處理，在200500°C的溫度下加熱時，沿著原奧氏體晶界生成的粗大的MA分解成貝氏體和微細的滲碳體，從而韌性提高。在加熱溫度低於20(TC時，有時粗大的MA的分解不充分，提高韌性的效果不充分，因此，優選將下限設定為200'C以上。另外，在超過500'C下加熱焊接部時，有時會生成析出物，焊接金屬的韌性劣化，因此，優選將上限設定為50(TC以下。再熱HAZ中生成的MA分解成貝氏體和滲碳體時，在利用SEM進行的觀察中，形狀與MA相同，但是，變成在內部含有微細的白色的析出物的結構，可以與MA進行區別。焊接部以及HAZ的熱處理可以從外面通過燃燒爐進行加熱，也可以進行高頻加熱。外表面達到熱處理溫度之後，也可以立刻冷卻，但是，為了促進MA的分解，優選保持1秒300秒。但是，考慮到設備的成本、生產效率，保持時間優選設定為180秒以下。實施例下面，通過實施例對本發明作詳細的說明。(實施例1)將由表l、表2(表l的續表)的成分組成形成的鋼熔煉，通過連續鑄造製成具有240mm的厚度的鋼坯。表1的空欄表示成分的含量低於檢測界限。將這些鋼坯加熱到11001210°C，在950。C以上的再結晶溫度下熱軋至板厚為100mm為止，然後，在88(TC開始未再結晶區軋制，在750'C結束軋制，使板厚為1325mm，在67075(TC的溫度範圍內開始水冷，在30(TC停止水冷。19將得到的鋼板通過UOE工序成形為管狀，從表面以及外表面將對接部各埋弧焊一層。焊絲的成分組成為以質量％計，含有C:0.010.12%、Si:0.050.5%、Mn:1.02.5%、Ni:2.08.5%，而且Cr、Mo、V中的一種或兩種以上按Cr+Mo+V為1.05.0%的範圍含有，剩餘部分由Fe以及不可避免的雜質構成，一部分的焊絲還可以含有B:0.00010.0050%。焊接的熱量輸入設定為2.05.0kJ/mm。將距離作為焊接金屬與HAZ的邊界的熔融線為lmm的位置作為觀察位置，根據JISG0551觀察HAZ的金屬組織，通過切割法測定原奧氏體的平均粒徑。此外，通過SEM對經硝酸乙醇蝕刻的試樣進行觀察，測定MA的寬度以及長度。母材的周向的抗拉強度的測定以及HAZ的夏比衝擊試驗根據API規格5L來進行。HAZ的夏比衝擊試驗以使切口的位置成為再熱HAZ。具體地說，在距離熔合部為lmm的部位導入V型切口，在一40"C和—6(TC下進行試驗。結果如表3所示。另外，將焊接金屬作為試驗片的中央部測定得到的周向的抗拉強度與母材的抗拉強度相同，可以確認斷裂部位為母材。此外，從一部分的鋼管的焊接金屬選取試樣，進行成分組成的分析。結果如表4所示。表4的空欄表示成分的含量低於檢測界限。而且，在這些鋼管的焊接金屬的周向的中央部，將距離在先焊接與在後焊接的會合部為lmm的位置作為觀察位置，根據JISG0551觀察通過在先焊接形成的焊接金屬的組織、即再熱焊接金屬的金屬組織，通過切割法測定原奧氏體的平均粒徑。並且，通過SEM對經硝酸乙醇蝕刻的試樣進行觀察，測定MA的寬度以及長度。焊接金屬的拉伸試驗以及夏比衝擊試驗根據API規格5L來進行。焊接金屬的夏比衝擊試驗以使切口的位置成為再熱焊接金屬的方式進行。具體地說，在試驗片中將焊接金屬的在先焊接和在後焊接的會合部作為中心而導入V型切口，在一4(TC和一6(TC下進行試驗。結果如表5所示。而且，對於一部分的試樣，採取含焊接金屬以及HAZ的試樣，用熱電偶測定表面的溫度，同時從焊接部以及HAZ的外面進行利用加熱爐的熱處理。另外，不進行在熱處理溫度下的保持，在達到熱處理溫度後，立刻冷卻。在如表6所示的條件下進行熱處理後，測定再熱HAZ中的MA的寬度以及長度，進行HAZ的夏比衝擊試驗。此外，將焊接金屬作為試驗片的中央部，測定周向的抗拉強度。結果如表5所示。對於焊接金屬，在表7所示的條件下進行熱處理後，測定再熱焊接金屬中的MA的寬度以及長度，進行焊接金屬的夏比衝擊試驗以及拉伸試驗。結果如表7所示。在表3中，鋼管母材No.BlB22表示本發明的例子。這些鋼板中的任意一個均為抗拉強度高，在再熱HAZ的原奧氏體晶界中觀察到的MA微細，HAZ的低溫韌性也優良，由vE-4o以及vE-6o表示的—40'C以及一60"C下的HAZ的夏比衝擊試樣吸收功超過50J。另一方面，鋼管母材No.B23B31是成分組成在本發明的範圍之外的比較例，任意一個的C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb均超過0.100%，因此，再熱HAZ的MA粗大化，HAZ的韌性降低。此外，鋼管母材No.B23由於C量比本發明的範圍低，因此，抗拉強度降低。鋼管母材No,B26以及B27分別是P以及S的含量比本發明的範圍高，因此，HAZ的韌性顯著降低。表5所示的焊接金屬No.WlW14是焊接金屬的成分在優選的範圍內的本發明的例子。因此，再熱焊接金屬的MA是微細的，由vE-4。以及vE,表示的一4(TC以及一6(TC下的焊接金屬的夏比衝擊試樣吸收功超過50J。另一方面，焊接金屬No.W15W20是母材的成分在本發明的範圍之外、且焊接金屬的成分在優選的範圍之外的比較例。此外，焊接金屬No.W21W25是焊接金屬的成分在優選的範圍之外的參考例。焊接金屬No.W15由於C量比優選的範圍低，因此抗拉強度降低。焊接金屬No.W16以及W17的C量和Mn量分別比優選的範圍高，因此，強度上升，再熱焊接金屬的MA粗大化，焊接金屬的韌性降低。焊接金屬No.W18的P量、No.W19的S量比優選的範圍高，因此，是焊接金屬的韌性降低的例子。焊接金屬No.W20的Ti量比優選的範圍高，因此，生成Ti碳化物，從而焊接金屬的韌性降低。焊接金屬No.W21的Si量、焊接金屬No.W22的Al量比優選的範圍高，因此，再熱焊接金屬的MA粗大化，從而焊接金屬的韌性降低。焊接金屬No.W23的Ni量比優選的範圍多，強度以及韌性良好，但是，發生高溫裂紋。悍接金屬No.W24由於Cr+Mo+V的量比優選的範圍低，因此，抗拉強度降低，焊接金屬No.W25由於Cr+Mo+V的量比優選的範圍高，因此，21強度上升，再熱焊接金屬的MA粗大化，從而焊接金屬的韌性降低。在表6中，鋼管母材No.BlB19的熱處理溫度在優選的範圍內，與熱處理前相比較，周向的抗拉強度降低，再熱HAZ的MA分解而變微細，韌性提高。另外，鋼管母材No.B20的熱處理溫度比優選的範圍低，因此，MA的微細化、韌性的提高的效果不顯著。此外，鋼管母材B21以及B22的熱處理溫度比優選的溫度高，雖然可以看到若干的MA的分解，但是，韌性比熱處理前降低。如表7所示，焊接金屬No.WlW11的熱處理溫度在優選的範圍內，與熱處理前相比較，抗拉強度降低，再熱焊接金屬的MA分解而變微細，韌性提高。另一方面，焊接金屬No.W12的熱處理溫度比優選的範圍低，因此，MA的微細化、韌性的提高的效果不顯著。此外，焊接金屬W13以及W14的熱處理溫度比優選的溫度高，雖然可以看到少許的MA的分解，但是，韌性比熱處理前降低。表1tableseeoriginaldocumentpage23表2(表l的續表)tableseeoriginaldocumentpage24表3tableseeoriginaldocumentpage25tableseeoriginaldocumentpage26表5tableseeoriginaldocumentpage27表6tableseeoriginaldocumentpage28表7tableseeoriginaldocumentpage29根據本發明，能夠提供抑制了鋼管的HAZ的韌性降低的API規格X120級的管線管用高強度鋼管及其製造方法，還能提供用作管線管用高強度鋼管的坯料的管線管用高強度鋼板及其製造方法，本發明在工業上的貢獻極其顯著。權利要求1、一種低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，該鋼管通過將鋼板成形為管狀、且將該鋼板的對接部從內表面和外表面各焊接一層而得到，所述鋼管的母材的成分組成以質量％計含有C0.020～0.080％、Si0.01～0.50％、Mo0.01～0.15％、Al0.0005～0.030％、Nb0.0001～0.030％，且C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb為0.100％以下的範圍，而且進一步含有Mn1.50～2.50％、Ti0.003～0.030％、B0.0001～0.0030％，並限制P0.020％以下、S0.0030％以下，剩餘部分由Fe以及不可避免的雜質構成，焊接熱影響區的再熱區的原奧氏體晶界中存在的奧氏體與馬氏體的混合物的寬度為10μm以下、長度為50μm以下。2、根據權利要求l所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，其特徵在於，母材的周向的抗拉強度為900MPa以上。3、根據權利要求1或2所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，其特徵在於，焊接金屬的成分組成以質量^計含有C:0.0100.100%、Si:0.010.50%、Mn:1.002.00%、Ni:1.303.20%、Al:0.00050.100%、Ti:0.0030.050%、O:0.00010.0500%，而且Cr、Mo、V中的一種或兩種以上合計含有1.002.50%，並限制P:0.020%以下、S:0.0100%以下，剩餘部分由Fe以及不可避免的雜質構成。4、根據權利要求3所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，其特徵在於，焊接金屬的成分組成以質量X計含有B:0.00010.0050%。5、根據權利要求14中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，其特徵在於，母材的成分組成以質量％計含有Cu:0.051.50X和Ni:0.055.00%中的一種或兩種。6、根據權利要求15中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，其特徵在於，母材的成分組成以質量％計含有Cr:0.021.50%、W:0.012.00%、V:0.0100.100%、Zr:0.00010.0500%、Ta:0.00010.0500%中的一種或兩種以上。7、根據權利要求16中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管，其特徵在於，母材的成分組成以質量％計含有Mg:0.00010.0100%、Ca:0.00010.0050%、REM:0.00010.0050%、Y:0.0001050%、Hf:0.00010.0050%、Re:0.00010.0050%中的一種或兩種以上。8、一種低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板，該鋼板是權利要求14中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的坯料，其特徵在於，所述鋼板的成分組成以質量％計含有C:0.0200.080%、Si:0.01%、Mo:0.010.15%、AI:0.00050.030%、Nb:.0001.030%,.25Si+0.1Mo+Al+Nb為0.100%以下的範圍，而且進一步含有Mn:2,50%、Ti:0扁0細％、B:0.00010.0030%，並限制P:0.020%以下、S:0.0030%以下，剩餘部分由Fe以及不可避免的雜質構成。9、根據權利要求8所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板，該鋼板是權利要求5所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的坯料，其特徵在於，所述鋼板的成分組成以質量X計含有Cu:0.051.50X和Ni:0.055.00%中的一種或兩種。10、根據權利要求8或9所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板，該鋼板是權利要求6所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的坯料，其特徵在於，所述鋼板的成分組成以質量^計含有Cr:0.021.50%、W:0.012.00%、V:0.0100.100%、Zr:0.00010.0500%、Ta:.0500%中的一種或兩種以上。11、根據權利要求810中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板，該鋼板是權利要求7所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的坯料，其特徵在於，所述鋼板的成分組成以質量％計含有Mg:(0.00010.0100%、Ca:0.00010.0050%、REM:0.00010.0050%、Y:(0.00010.0050%、Hf:0.00010.0050%、Re:0.00010.0050%中的一種或兩種以上。12、一種低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板的製造方法，該方法是權利要求811中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板的製造方法，其中，將包含權利要求811中任意一項所述的成分的鋼進行熔煉、鑄造，並將鋼坯再加熱到100(TC以上，將未再結晶溫度區中的壓下比設定為3以上而進行熱軋，在500。C以下停止水冷。13、一種低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，該方法是權利要求17中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，其中，將通過權利要求811中任意一項所述的方法製造的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼板成形為管狀，並將對接部焊接，然後進行擴管。14、根據權利要求13所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，其中，將鋼板通過UO工序成形為管狀，將對接部從內外表面進行埋弧焊，然後進行擴管。15、根據權利要求1214中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，其中，在權利要求14所述的埋弧焊中使用的焊絲的成分組成以質量^計含有C:0.010.12%、Si:0.050.50%、Mn:1.002.50%、Ni:2.008.50%，而且Cr、Mo、V中的一種或兩種以上按Cr+Mo+V為1.005.00%的範圍含有，剩餘部分由Fe以及不可避免的雜質構成。16、根據權利要求15所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，其中，焊絲的成分組成以質量X計含有B:0.00010.0050%。17、根據權利要求1216中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，其中，在焊接後、擴管前，對焊接部以及焊接熱影響區進行熱處理。18、根據權利要求1317中任意一項所述的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的製造方法，其中，在對焊接部以及焊接熱影響區進行熱處理時的加熱溫度為200500°C。全文摘要本發明提供一種抑制了鋼管的HAZ的韌性降低的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管及其製造方法，還提供用作管線管用高強度鋼管的坯料的管線管用高強度鋼板及其製造方法。本發明的低溫韌性優良的管線管用高強度鋼管的特徵在於，其母材的成分組成以質量％計含有C0.020～0.080％、Si0.01～0.50％、Mo0.01～0.15％、Al0.0005～0.030％、Nb0.0001～0.030％，且C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb為0.100％以下的範圍，焊接熱影響區的再熱區的原奧氏體晶界中存在的奧氏體與馬氏體的混合物的寬度為10μm以下、長度為50μm以下。文檔編號C22C38/00GK101484600SQ20078002481公開日2009年7月15日申請日期2007年7月2日優先權日2006年7月4日發明者原卓也,寺田好男,朝日均申請人:新日本制鐵株式會社