CN107429346A

CN107429346A - 结构管用钢板、结构管用钢板的制造方法和结构管

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Publication number: CN107429346A
Application number: CN201680017298.4A
Authority: CN
Inventors: 太田周作; 大田芳秋; 柿原真; 柿原真一; 石川信行
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2015-03-26
Filing date: 2016-03-25
Publication date: 2017-12-01
Anticipated expiration: 2036-03-25
Also published as: EP3276027A1; US11001905B2; CA2980252C; US20180057906A1; JPWO2016152173A1; CN107429346B; CA2980252A1; KR20170128575A; KR102002241B1; JP6256655B2; EP3276027B1; WO2016152173A1; US20180298461A9; EP3276027A4

Abstract

本发明提供一种结构管用钢板，其是API X80级以上的高强度钢板，在不添加大量的合金元素的情况下耐PWHT性和焊接热影响部、特别是焊接会合部处的韧性优良。一种结构管用钢板，其具有特定的成分组成，具有(a)0.5％屈服强度为555MPa以上、(b)拉伸强度为625MPa以上和(c)板厚中心部的‑10℃下的夏比吸收能vE_‑10℃为250J以上的机械特性，即使在650℃、2小时的热处理后也具有所述(a)、(b)和(c)的机械特性。

Description

结构管用钢板、结构管用钢板的制造方法和结构管

技术领域

本发明涉及结构管用钢板，特别是，本发明涉及具有API X80级以上的强度、并且耐PWHT性和焊接热影响部处的韧性优良的结构管用钢板。

另外，本发明涉及上述结构管用钢板的制造方法和使用上述结构管用钢板制造的结构管。

背景技术

在利用海底资源挖掘船等的石油或气体的挖掘中，使用导体套管钢管、立管钢管等结构管。在这些用途中，近年来，从利用压力升高来提高操作效率、削减原材料成本的观点出发，针对API(美国石油协会)X80级以上的高强度钢管的要求提高。

另外，如上所述的结构管大多是对合金元素量非常多的锻造品(例如连接件等)进行圆周焊接来使用。在进行焊接的情况下，以因焊接引起的锻造品的残余应力除去为目的而实施PWHT(Post Weld Heat Treatment，焊接后热处理)，但担心强度会因热处理而降低。因此，对于结构管，要求即使在PWHT后也维持优良的强度，特别是为了防止因挖掘时的海底的外压引起的破坏，要求在管的长度方向、即轧制方向上维持高强度。另外，通过实施PWHT，在焊接时在热影响部形成的碳化物粗大化，有时使得钢的韧性降低。因此，对于结构管，不仅是在进行PWHT之前的母材的状态下，而且在PWHT后也要求具备充分的强度和韧性。

因此，例如在专利文献1中提出了：将添加有0.30～1.00％的Cr、0.005～0.0030％的Ti和0.060％以下的Nb的钢进行热轧后，进行加速冷却，由此，制造即使在600℃以上的高温下进行作为PWHT的一种的消除应力(Stress Relief、SR)退火后也能够维持优良的强度的高强度立管钢管用钢板。

另外，在专利文献2中提出了如下技术：将含有0.005～0.025％的Ti、0.005～0.025％的Nb、0.15～0.60％的Mo和0.10％以下的V的钢进行热轧后，在规定的条件下进行加速冷却，由此控制钢的显微组织和复合碳化物的析出，由此，制造母材强度和耐PWHT特性优良的钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平11-50188号公报

专利文献2：日本特开2010-235986号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，专利文献1所记载的钢板中，通过在PWHT时使Cr碳化物析出而弥补因PWHT引起的强度降低，因此需要添加大量的Cr。因此，原材料成本高，除此以外，还担心焊接性、韧性的降低。

另外，专利文献2所记载的钢管主要着眼于改善PWHT后的母材强度和韧性。因此，对于在钢管制造时的焊接、特别是以内外各1层进行的大线能量焊接中成为问题的、会合部处的韧性的降低没有特别考虑。对于本发明中所考虑的会合部韧性，多层焊接时产生的局部脆化区域的影响大。与此相对，在专利文献2中，通过再现热循环试验对焊接金属附近的粗大晶粒的韧性进行评价。在通过再现热循环来模拟局部脆化区域的组织的情况下，试验片整体成为脆化区域，因此，会过低地评价会合部韧性，是不适当的。另外，在专利文献2所记载的技术中，在实施快速加热后进行空冷等，制造工艺中的负荷大。

本发明是鉴于上述实际情况而开发的，其目的在于提供一种结构管用钢板，其是API X80级以上的高强度钢板，在不添加大量的合金元素的情况下耐PWHT性和焊接热影响部(Heat-Affected Zone、HAZ)、特别是焊接会合部处的韧性优良。

另外，本发明的目的在于提供上述结构管用钢板的制造方法和使用上述结构管用钢板制造的结构管。

用于解决问题的方法

为了使结构管用钢板兼顾耐PWHT性和焊接热影响部处的韧性(HAZ韧性)，本发明人对轧制条件给钢板的显微组织带来的影响进行了详细研究。通常，对于焊接钢管用的钢板、焊接结构用的钢板而言，从焊接性的观点出发，化学成分被严格限制，因此，X65级以上的高强度钢板通过在热轧后进行加速冷却来制造。因此，钢板的显微组织成为贝氏体主体、或者在贝氏体中包含岛状马氏体(Martensite-Austenite constituent，也简称为MA)的组织，但对这样组织的钢实施PWHT时，贝氏体中的岛状马氏体组织因回火而发生分解，因而无法避免强度降低。另外，为了弥补因回火引起的强度降低，有活用Nb、V、Ti等析出强化元素的方法，但在利用以内外各1层进行的大线能量焊接制造钢管时，在会合部，碳化物容易粗大化，因此韧性降低。

因此，本发明人针对可得到优良的耐PWHT性和HAZ韧性的显微组织进行了深入研究，结果得出下述(a)和(b)的见解。

(a)为了提高耐PWHT性，需要使钢的显微组织为在PWHT的前后不发生形态变化的组织。为此，控制钢的C含量、加速冷却时的温度条件从而抑制岛状马氏体和渗碳体的生成是有效的。

(b)为了得到会合部HAZ处的韧性优良的钢板，抑制会合部HAZ处的Ti、Nb、V系碳化物的析出从而避免因HAZ的硬化引起的韧性的劣化是有效的。

基于上述见解，对钢的成分组成与显微组织和制造条件进行了详细研究，从而完成了本发明。

即，本发明的主旨构成如下所述。

1.一种结构管用钢板，其具有以质量％计含有C：0.050～0.080％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.50～2.50％、Al：0.080％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.10～0.50％、Ti：0.005～0.025％、Nb：0.005～0.050％、N：0.001～0.010％、O：0.0050％以下、P：0.010％以下和S：0.0020％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成、并且

由下述(1)式定义的碳当量C_eq为0.43以上、由下述(2)式定义的P_cm为0.20以下且由下述(3)式定义的X为0.8以上的成分组成，

具有：

(a)0.5％屈服强度为555MPa以上、

(b)拉伸强度为625MPa以上、和

(c)板厚中心部的-10℃下的夏比吸收能vE_-10℃为250J以上的机械特性，

即使在650℃、2小时的热处理后也具有上述(a)、(b)和(c)的机械特性。

C_eq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)

P_cm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Mo/15+V/10+5B…(2)

X＝(0.23Cr+0.125Mo+0.13Nb+0.24V+0.25Ti)/C…(3)

(在此，(1)～(3)式中的元素符号表示将上述钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，在该钢板中不含该元素时设定为0)

2.如上述1所述的结构管用钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有V：0.030％以下。

3.如上述1或2所述的结构管用钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自由Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下和Ca：0.0005～0.0035％组成的组中的一种或两种以上。

4.如上述1～3中任一项所述的结构管用钢板，其中，上述成分组成中，关于由下述(4)～(6)式定义的Y和Z，进一步满足0.01＜Y＜0.05和Z＜3.10。

Y＝A×55.85…(4)

Z＝(C/12-A)×A×1000000…(5)

A＝Ti/47.9+Nb/92.9+V/50.9…(6)

(在此，(5)和(6)式中的元素符号表示将上述钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，在该钢板中不含该元素时设定为0)

5.一种结构管用钢板的制造方法，其至少具有：

将具有上述1～4中任一项所述的成分组成的钢原材加热至1050～1250℃的加热温度的加热工序；

将上述加热工序中加热后的钢原材进行热轧而制成钢板的热轧工序；和

将上述热轧后的钢板在冷却开始温度为Ar₃点以上、冷却结束温度相对于由下述(7)式定义的温度T为(T-50)℃以上且(T+50)℃以下、平均冷却速度为20℃/秒以上的条件下进行加速冷却的加速冷却工序。

T＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo…(7)

(在此，(7)式中的元素符号表示将上述钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，该钢板中不含该元素时设定为0)

6.一种结构管，其由上述1～4中任一项所述的结构管用钢板构成。

7.一种结构管，其通过将上述1～4中任一项所述的钢板沿长度方向成形为筒状后、将对接部从内外表面均以至少各1层沿长度方向进行焊接而得到。

发明效果

根据本发明，能够提供结构管用钢板和使用上述结构管用钢板的结构管，所述结构管用钢板是API X80级以上的高强度钢板，其在不添加大量的合金元素的情况下耐PWHT性和焊接热影响部(Heat-Affected Zone、HAZ)、特别是焊接会合部处的韧性优良。

具体实施方式

[成分组成]

接着，对本发明中的各构成条件的限定理由进行说明。

在本发明中，结构管用钢板具有规定的成分组成是重要的。因此，首先，对本发明中将钢的成分组成如上所述进行限定的理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别声明，关于成分的“％”表示是指“质量％”。

C：0.050～0.080％

C是增加钢的强度的元素，为了得到期望的组织而达到期望的强度、韧性，需要将C含量设定为0.050％以上。另一方面，C含量超过0.080％时，焊接性劣化，容易产生焊接裂纹，并且母材韧性和HAZ韧性降低。因此，C含量设定为0.080％以下。需要说明的是，C含量优选设定为0.055～0.070％。

Si：0.01～0.50％

Si是作为脱氧材料发挥作用、进一步通过固溶强化使得钢材的强度增加的元素。为了得到上述效果，将Si含量设定为0.01％以上。另一方面，Si抑制渗碳体的生成，因此具有在贝氏体相变时促进C向奥氏体中的富集的作用。MA在上部贝氏体生成时通过碳向未相变奥氏体中的富集而生成，因此，Si含量过高时，生成MA，其结果是，HAZ韧性降低。因此，在本发明中，将Si含量设定为0.50％以下。需要说明的是，Si含量优选设定为0.05～0.20％。

Mn：1.50～2.50％

Mn是具有提高钢的淬透性并且提高强度和韧性的作用的元素。为了得到上述效果，将Mn含量设定为1.50％以上。优选为1.70％以上。另一方面，Mn含量超过2.50％时，焊接性有可能劣化。因此，Mn含量设定为2.50％以下。优选为2.00％以下。

Al：0.080％以下

Al是作为炼钢时的脱氧剂添加的元素。Al含量超过0.080％时，导致韧性的降低，因此，Al含量设定为0.080％以下。需要说明的是，Al含量优选设定为0.010～0.050％。

Cr：0.50％以下

Cr是形成碳化物而具有使高温下的强度提高的作用的元素，但过量添加时，焊接性降低，因此，Cr含量设定为0.50％以下。需要说明的是，Cr含量的下限没有特别限定，为了良好地发挥上述作用，优选将Cr含量设定为0.05％以上。

Mo：0.10～0.50％

Mo在本发明中是特别重要的元素，具有抑制热轧后的冷却时的珠光体相变、并且与Ti、Nb、V形成微细的复合碳化物而使钢板的强度大幅升高的功能。为了得到上述效果，将Mo含量设定为0.10％以上。另一方面，Mo含量超过0.50％时，导致HAZ韧性的降低，因此，Mo含量设定为0.50％以下。

Ti：0.005～0.025％

Ti与Mo形成复合析出物从而大大地有助于提高钢的强度。为了得到上述效果，将Ti含量设定为0.005％以上。另一方面，添加超过0.025％时，导致HAZ韧性和母材韧性的降低。因此，Ti含量设定为0.025％以下。

Nb：0.005～0.050％

Nb是具有通过组织的微细粒化而使得韧性提高的作用的元素。另外，Nb与Mo一起形成复合析出物，有助于强度提高。为了得到上述效果，将Nb含量设定为0.005％以上。另一方面，Nb含量超过0.050％时，HAZ韧性降低。因此，Nb含量设定为0.050％以下。

N：0.001～0.010％

N通常作为不可避免的杂质存在于钢中，与钢中的Ti形成氮化物(TiN)。为了利用由TiN带来的钉扎效应来抑制奥氏体晶粒的粗大化，将N含量设定为0.001％以上。另一方面，TiN在焊接部、特别是在熔合线附近加热至1450℃以上的区域发生分解，生成固溶N。因此，N含量过高时，因上述固溶N的生成引起的韧性的降低变得显著。因此，N含量设定为0.010％以下。需要说明的是，N含量优选设定为0.002～0.005％。

O：0.0050％以下、P：0.010％以下、S：0.0020％以下

在本发明中，O、P和S是不可避免的杂质，将这些元素的含量的上限如下所述进行规定。O形成粗大且对韧性带来不良影响的氧系夹杂物。为了抑制上述夹杂物的影响，O含量设定为0.005％以下。另外，P具有发生中心偏析而使得母材的韧性降低的性质，因此，P含量高时，母材韧性的降低成为问题。因此，P含量设定为0.010％以下。另外，S具有形成MnS系夹杂物而使得母材的韧性降低的性质，因此，S含量高时，母材韧性的降低成为问题。因此，S含量设定为0.0020％以下。需要说明的是，O含量优选设定为0.0030％以下，P含量优选设定为0.008％以下，S含量优选设定为0.0008％以下。另一方面，关于O、P、S含量的下限没有限定，在工业上大于0％。另外，使含量过度降低时，导致精炼时间的增加、成本的升高，因此，O含量优选设定为0.0005％以上，P含量优选设定为0.002％以上，S含量优选设定为0.0002％以上。

另外，本发明的结构管用钢板在上述元素的基础上还可以进一步含有V：0.030％以下。

V：0.030％以下

V与Nb、Ti同样地形成复合析出物，是对于由析出强化带来的强度提高极其有效的元素。但是，过量添加时，有时HAZ韧性降低。因此，添加V时，V含量设定为0.030％以下。另一方面，V含量的下限没有特别限定，但要想完全除去时，会导致制造成本的增大，因此，V含量可以含有0.001％以上。需要说明的是，V有时在会合部HAZ等经受多个循环的热历程的部分以VC的形式析出而使HAZ部硬化，从而发生显著的韧性劣化。因此，优选不添加V。

另外，本发明的结构管用钢板在上述元素的基础上还可以进一步含有选自由Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下和Ca：0.0005～0.0035％组成的组中的一种或两种以上。

Cu：0.50％以下

Cu是对于韧性的改善和强度的提高有效的元素，但添加量过多时，焊接性降低。因此，添加Cu时，Cu含量设定为0.50％以下。需要说明的是，Cu含量的下限没有特别限定，添加Cu时，优选将Cu含量设定为0.05％以上。

Ni：0.50％以下

Ni是对于韧性的改善和强度的提高有效的元素，但添加量过多时，耐PWHT特性降低。因此，添加Ni时，Ni含量设定为0.50％以下。需要说明的是，Ni含量的下限没有特别限定，添加Ni时，优选将Ni含量设定为0.05％以上。

Ca：0.0005～0.0035％

Ca是对于由硫化物系夹杂物的形态控制带来的韧性提高有效的元素。为了得到上述效果，添加Ca时，将Ca含量设定为0.0005％以上。另一方面，即使添加超过0.0035％的Ca，效果也饱和，反而因钢的洁净度的降低而使得韧性降低。因此，添加Ca时，将Ca含量设定为0.0035％以下。

本发明的结构管用钢板包含上述成分，余量由Fe和不可避免的杂质构成。需要说明的是，“余量由Fe和不可避免的杂质构成”是指只要不损害本发明的作用、效果，则含有以不可避免的杂质为首的其他微量元素的组成包含在本发明的范围内。

在本发明中，在钢中所含的元素分别满足上述条件的基础上，将由下述(1)式定义的碳当量C_eq设定为0.43以上、将由下述(2)式定义的P_cm设定为0.20以下、并且将由下述(3)式定义的X设定为0.8以上是重要的。

C_eq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)

P_cm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Mo/15+V/10+5B…(2)

X＝(0.23Cr+0.125Mo+0.13Nb+0.24V+0.25Ti)/C…(3)

(在此，(1)～(3)式中的元素符号表示将钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，在该钢板中不含该元素时设定为0)

上述C_eq是将钢中添加的元素的影响换算为碳量而表示的值，与母材强度相关，因此，通常被用作强度的指标。在本发明中，为了得到API X80级以上的高强度，将C_eq设定为0.43以上。需要说明的是，C_eq优选设定为0.44以上。另一方面，关于C_eq的上限没有特别限定，优选设定为0.50以下。

上述P_cm是焊接裂纹敏感性组成，P_cm大于0.20时，对焊接部的韧性带来不良影响，因此，P_cm设定为0.20以下。P_cm优选设定为0.19以下。需要说明的是，关于P_cm的下限没有特别限定，优选设定为0.15以上。

上述X是具有抑制PWHT后的强度降低的作用的元素(Cr、Mo、Nb、V、和Ti)的含量相对于C含量的比的总和。为了抑制在PWHT后产生的显著的强度降低，需要将X的值设定为0.8以上。X优选设定为1.0以上。另一方面，关于X的上限没有特别限定，过大时导致合金成本的增大，因此，优选设定为3.00％以下。

此外，在本发明中，钢的成分组成中，关于由下述(4)～(6)式定义的Y和Z，优选满足0.01＜Y＜0.05和Z＜3.10。

Y＝A×55.85…(4)

Z＝(C/12-A)×A×1000000…(5)

A＝Ti/47.9+Nb/92.9+V/50.9…(6)

上述Y是钢中所含的析出强化元素Ti、Nb、V的元素比的总和，是析出强化的指标。为了使钢的强度为API X80级以上，这些析出强化元素的活用是不可欠缺的。因此，Y优选设定为大于0.01。另一方面，过量地添加这些元素时，韧性、特别是会合部HAZ处的韧性降低。因此，Y优选设定为小于0.05。

另外，上述Z是取未与析出强化元素Ti、Nb和V形成碳化物的残留C量与上述析出强化元素的总量之积而得到的值，作为PWHT后的碳化物的生长所引起的韧性的降低的指标使用。残留C量过量时，会合部HAZ的韧性降低，因此，优选将Z设定为小于3.10。需要说明的是，关于Z的下限没有特别限定，优选设定为0.50以上。

[显微组织]

本发明中的钢板的显微组织没有特别限定，可以设定为任意的显微组织，从高强度化的观点出发，优选将贝氏体在钢板的显微组织中所占的面积百分率设定为85％以上、更优选设定为90％以上。另一方面，贝氏体的面积百分率越高越优选，因此，上限没有特别限定，可以为100％。

贝氏体以外的组织越少越好，贝氏体的面积百分率充分高时，余量的组织的影响几乎可以忽略，因此，优选将贝氏体以外的组织中的一种或两种以上以合计面积率计设定为15％以下，更优选设定为10％以下。作为余量组织的例子，可以列举铁素体、珠光体、渗碳体、马氏体等。需要说明的是，从高强度化的观点出发，进一步优选将岛状马氏体在钢板的显微组织整体中所占的面积百分率设定为小于3％。另外，渗碳体在钢板的显微组织整体中所占的面积百分率越少越好，具体而言，优选为2.0％以下、更优选为1.0％以下。

[机械特性]

本发明的结构管用钢板在未进行PWHT的母材的状态下具有下述(a)～(c)的机械特性，而且，即使在进行650℃、2小时的热处理后的状态下也同样地具有(a)～(c)的机械特性。

(a)0.5％屈服强度(YS)：555MPa以上、

(b)拉伸强度(TS)：625MPa以上、和

(c)板厚中心部的-10℃下的夏比吸收能(vE_-10℃)：250J以上。

在此，0.5％YS、TS、vE_-10℃分别可以通过实施例所记载的方法进行测定。需要说明的是，0.5％YS、TS、vE_-10℃的上限没有特别限定，通常为0.5％YS：705MPa以下、TS：825MPa以下、vE_-10℃：800J以下。

[钢板的制造方法]

接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。需要说明的是，在下述说明中，只要没有特别声明，则温度设定为钢板的板厚方向的平均温度。钢板的板厚方向的平均温度通过模拟计算等由板厚、表面温度和冷却条件等求出。例如，使用差分法计算板厚方向的温度分布，由此求出钢板的板厚方向的平均温度。

本发明的结构管用钢板可以通过将具有上述成分组成的钢原材依次通过下述(1)～(3)的工序进行处理来制造。

(1)将上述钢原材加热至1050～1250℃的加热温度的加热工序；

(2)将上述加热工序中加热后的钢原材进行热轧而制成钢板的热轧工序；和

(3)将上述热轧后的钢板在冷却开始温度为Ar₃点以上、冷却结束温度相对于由下述(7)式定义的温度T为(T-50)℃以上且(T+50)℃以下、平均冷却速度为20℃/秒以上的条件下进行加速冷却的加速冷却工序。

T＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo…(7)

(在此，(7)式中的元素符号表示将上述钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，在该钢板中不含该元素时设定为0)

具体而言，上述各工序可以如下所述来进行。

[钢原材]

上述钢原材可以按照常规方法进行熔炼。钢原材的制造方法没有特别限定，优选通过连铸法进行制造。

[加热工序]

将上述钢原材在轧制之前进行加热。此时，为了使奥氏体化以及碳化物的固溶充分进行、在室温以及中温范围得到充分的强度，需要使钢原材(钢片)中的碳化物固溶，因此将加热温度设定为1050℃以上。另一方面，加热温度超过1250℃时，奥氏体晶粒显著生长而粗大化，其结果是，最终得到的钢的母材组织也粗大化，因此，韧性降低。因此，加热温度设定为1050～1250℃。

[热轧工序]

接着，将上述加热工序中加热后的钢原材进行轧制。热轧的条件没有特别限定，例如，将未再结晶温度范围(850℃以下)内的累积压下率设定为40％以上、将轧制结束温度设定为730～850℃，由此，能够使晶粒微细化，使得钢板的强度、韧性提高。需要说明的是，上述累积压下率优选设定为80％以下、进一步优选设定为75％以下。

[加速冷却工序]

热轧工序结束后，将该热轧工序中得到的钢板进行加速冷却。此时，从低于Ar₃点的双相区起开始冷却时，形成混在有多边形铁素体的显微组织，钢板的强度降低。因此，从Ar₃点以上、即奥氏体单相区起开始加速冷却。此处的Ar₃点是指通过下述式算出的温度。

Ar₃＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo

(在此，上述式中的元素符号表示将钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，在该钢板中不含该元素时设定为0)

需要说明的是，冷却开始温度的上限没有特别限定，从确保未再结晶温度范围内的压下率的观点出发，优选设定为800℃以下。

在本发明中，使用由下述(7)式定义的T将冷却结束温度规定为(T-50)℃以上且(T+50)℃以下。冷却结束温度高于(T+50)℃时，碳化物的生长被促进，固溶碳量降低，而且在PWHT后导致碳化物的粗大化，得不到充分的强度。另外，钢板强度显示出加速冷却的冷却停止温度越低则越高的倾向，但冷却结束温度低于(T-50)℃时，形成岛状马氏体，韧性显著降低。因此，将冷却停止温度设定为(T-50)℃以上且(T+50)℃以下。

T＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo…(7)

(在此，(7)式中的元素符号表示将钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，在该钢板中不含该元素时设定为0)

另外，钢板强度显示出随着加速冷却中的冷却速度的增加而升高的倾向。加速冷却时的冷却速度小于20℃/秒时，相变组织在高温下发生相变，在冷却中也进行位错的恢复，因此，在室温以及中温范围无法得到充分的强度。因此，将加速冷却时的冷却速度设定为20℃/秒以上。需要说明的是，冷却速度的上限没有特别限定，从防止大量生成贝氏体以外的低温相变相(马氏体)的观点出发，优选设定为50℃/秒以下。

通过在上述条件下进行加速冷却，能够使钢板的显微组织为贝氏体主体从而提高强度。

通过上述工序，能够制造结构管用钢板，其是API X80级以上的高强度钢板，在不添加大量的合金元素的情况下耐PWHT性和HAZ韧性优良。特别地，在本发明中，从奥氏体单相区起开始加速冷却，在开始形成MA的马氏体相变点附近停止冷却，由此，能够有效地活用相变强化并且抑制碳化物的析出，能够抑制PWHT后的强度降低。

需要说明的是，钢板的厚度没有特别限定，可以设定为任意的厚度，优选设定为15～30mm。

[钢管]

可以使用以上述方式得到的钢板作为原材料来制造钢管。上述钢管例如可以设定为通过将上述结构管用厚壁钢板沿长度方向成形为筒状并将对接部焊接而得到的结构管。作为钢管的制造方法，没有特别限定，可以使用任意的方法。例如，可以将钢板按照常规方法利用U型压机和O型压机沿钢板长度方向制成筒状后，将对接部进行缝焊而制成UOE钢管。上述缝焊优选在定位焊后对内表面、外表面均以至少各一层利用埋弧焊来进行。埋弧焊中使用的焊剂没有特别限制，可以是熔融型焊剂，也可以是煅烧型焊剂。进行缝焊后，为了除去焊接残余应力并提高钢管真圆度，实施扩管。扩管工序中，通常以0.3％～1.5％的范围的扩管率(扩管前后的外径变化量相对于扩管前的管的外径之比)来实施。从真圆度改善效果和扩管装置所要求的能力的平衡的观点出发，扩管率优选为0.5％～1.2％的范围。也可以利用通过对钢板反复进行三点弯曲而进行逐次成形的压弯法代替上述UOE工艺，制造具有大致圆形的断面形状的钢管后，与上述UOE工艺同样地实施缝焊。在压弯法的情况下，也与UOE工艺的情况同样，可以在进行缝焊后进行扩管。扩管工序中，通常以0.3％～1.5％的范围的扩管率(扩管前后的外径变化量相对于扩管前的管的外径之比)来实施。从真圆度改善效果和扩管装置所要求的能力的平衡的观点出发，扩管率优选为0.5％～1.2％的范围。另外，也可以根据需要进行焊接前的预热、焊接后的热处理。

实施例

将表1所示的成分组成的钢(钢种A～L)进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。将得到的钢坯进行加热、进行热轧，然后，立即使用水冷型的加速冷却设备进行冷却，制造板厚20～28mm的钢板(No.1～16)。将各钢板的制造条件示于表2中。对于所得到的各个钢板，通过以下所述的方法对岛状马氏体在显微组织中所占的面积百分率和机械特性进行评价。将评价结果示于表3中。

关于岛状马氏体的面积百分率，对于从板厚中心位置裁取的试样，利用扫描电子显微镜(倍率2000倍)随机地进行3个视野以上的观察，进行评价。

机械特性中，关于0.5％屈服强度(YS)和拉伸强度(TS)，从所得到的钢板自与轧制方向垂直的方向的板厚中心裁取25mmGL的拉伸试验片，依照JIS Z 2241(1998)的规定实施拉伸试验，进行测定。

机械特性中，关于夏比特性，从板厚中心部各裁取三条以轧制方向为长度方向的2mmV形缺口夏比试验片，对于各试验片，在-10℃下通过夏比冲击试验测定吸收能(vE_-10℃)，求出它们的平均值。

另外，为了对耐PWHT特性进行评价，利用气体气氛炉进行各钢板的PWHT。此时的热处理条件是：将钢片***到保持于650℃的炉中，在钢片的温度达到650℃后，保持2小时。然后，将钢板从炉中取出，通过空冷而冷却至室温。此时的至室温为止的冷却速度为5℃/秒以下。对于所得到的PWHT后的各个钢板，通过与上述的PWHT前的测定同样的方法测定0.5％YS、TS和vE_-10℃。

此外，为了对焊接会合部处的HAZ韧性进行评价，由以80kJ/cm以下的线能量实施表背各一层的焊接后的试验体制作各三条在其焊接部的会合部HAZ导入有2mm-V形缺口的夏比试验片，进行夏比冲击试验，测定-10℃下的夏比吸收能(vE_-10℃)。表3中示出测定值的平均值和最小值。作为焊接金属，使用无V形的金属。需要说明的是，关于比较例No.8～11的会合部HAZ试验，使用与本发明例的No.2相同的钢种B，明确显示出与No.2相同程度的特性，因此，记载了相同值。

如表3所示，满足本发明的条件的发明例(No.1～7)在进行PWHT之前的状态下机械特性优良，而且，即使在650℃的高温下的PWTH之后也具备优良的机械特性。此外，发明例的钢板的焊接会合部处的HAZ韧性也良好。

另一方面，在不满足本发明的条件的比较例(No.8～16)中，PWTH之前和之后中的一种或两种情况下的机械特性、焊接会合部处的HAZ韧性差。例如，No.8中，虽然钢的成分组成满足本发明的条件，但因PWHT引起的强度降低显著，PWHT后的TS小于625MPa。认为这是因为：热轧前的加热温度低，析出强化元素没有充分固溶，因此，在之后的冷却中微细碳化物没有充分地分散析出。另外，No.9中，虽然钢的成分组成满足本发明的条件，但屈服强度差，另外，在PWHT后不能维持充分的韧性。认为这是因为：加速冷却工序中的冷却开始温度低，因此，在钢板的显微组织中生成铁素体。No.10、11中，虽然钢的成分组成满足本发明的条件，但母材的屈服强度、夏比特性差。认为这是因为：加速冷却工序中的冷却结束温度不满足本发明的条件，结果，MA在钢板的显微组织中所占的比例增加。

另外，No.12～16中，钢的成分组成在本发明的范围外，因此，母材强度、夏比特性、焊接会合部HAZ韧性中的至少一者差。例如，No.15中，C_eq不满足本发明的条件，其结果是，PWHT前后的强度未达到API X80级。No.16中，O和Z的值不满足本发明的条件，其结果是，会合部HAZ处的韧性的劣化显著。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供结构管用钢板和使用上述结构管用钢板的结构管，所述结构管用钢板是API X80级以上的高强度钢板，其在不添加大量的合金元素的情况下耐PWHT性和焊接热影响部、特别是焊接会合部处的韧性优良。上述结构管不仅母材维持了优良的机械特性，而且在PWHT后也维持了优良的机械特性，除此以外，良好地抑制了焊接会合部处的韧性的降低，因此，作为导体套管钢管、立管钢管等结构管极其有用。

Claims

1.一种结构管用钢板，

其具有以质量％计含有C：0.050～0.080％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.50～2.50％、Al：0.080％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.10～0.50％、Ti：0.005～0.025％、Nb：0.005～0.050％、N：0.001～0.010％、O：0.0050％以下、P：0.010％以下和S：0.0020％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成、并且

具有：

(a)0.5％屈服强度为555MPa以上、

(b)拉伸强度为625MPa以上、和

即使在650℃、2小时的热处理后也具有上述(a)、(b)和(c)的机械特性，

C_eq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5…(1)

P_cm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Mo/15+V/10+5B…(2)

X＝(0.23Cr+0.125Mo+0.13Nb+0.24V+0.25Ti)/C…(3)

在此，(1)～(3)式中的元素符号表示将所述钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，在该钢板中不含该元素时设定为0。

2.如权利要求1所述的结构管用钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有V：0.030％以下。

3.如权利要求1或2所述的结构管用钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自由Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下和Ca：0.0005～0.0035％组成的组中的一种或两种以上。

4.如权利要求1～3中任一项所述的结构管用钢板，其中，所述成分组成中，关于由下述(4)～(6)式定义的Y和Z，进一步满足0.01＜Y＜0.05和Z＜3.10，

Y＝A×55.85…(4)

Z＝(C/12-A)×A×1000000…(5)

A＝Ti/47.9+Nb/92.9+V/50.9…(6)

在此，(5)和(6)式中的元素符号表示将所述钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，在该钢板中不含该元素时设定为0。

5.一种结构管用钢板的制造方法，其至少具有：

将具有权利要求1～4中任一项所述的成分组成的钢原材加热至1050～1250℃的加热温度的加热工序；

将所述加热工序中加热后的钢原材进行热轧而制成钢板的热轧工序；和

将所述热轧后的钢板在冷却开始温度为Ar₃点以上、冷却结束温度相对于由下述(7)式定义的温度T为(T-50)℃以上且(T+50)℃以下、平均冷却速度为20℃/秒以上的条件下进行加速冷却的加速冷却工序，

T＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo…(7)

在此，(7)式中的元素符号表示将所述钢板中的各元素的含量用质量％表示的值，在该钢板中不含该元素时设定为0。

6.一种结构管，其由权利要求1～4中任一项所述的结构管用钢板构成。

7.一种结构管，其通过将权利要求1～4中任一项所述的钢板沿长度方向成形为筒状后、将对接部从内外表面均以至少各1层沿长度方向进行焊接而得到。