管线管用钢材及其制造方法以及管线管及其制造方法与流程

1.本发明涉及管线管用钢材及其制造方法以及管线管及其制造方法。本发明涉及适用于石油、天然气输送用的管线管、特别是要求高抗塌陷性能的海底管线的管线管用钢材及其制造方法以及管线管及其制造方法。需要说明的是，在没有特别说明时，本发明的压缩强度是指0.23％压缩耐力，也称为压缩屈服强度。


背景技术：

2.与近年来的能量需求的增加相伴，石油、天然气管线的开发如火如荼，由于气田、油田的远程化、输送路线的多样化，也开发了大量跨海管线。为了防止海底管线使用的管线管因水压而塌陷(压溃)，使用管厚大于陆地管线的管线管，并且要求高真圆度。此外，作为海底管线管的特性，为抵抗因来自外部的水压而在管周向上产生的压缩应力而需要高压缩强度。
3.uoe钢管在造管最终工序中具有扩管工艺，在沿管周向赋予拉伸变形后铺设于海底，因来自外部的水压而在管周向上受到压缩。因此，由包辛格效应导致压缩屈服强度降低成为问题。
4.关于uoe钢管的抗塌陷性提高进行了许多研究，专利文献1中公开了在通过通电加热来对钢管进行加热并进行扩管后以一定时间以上保持温度的方法。
5.另外，作为同样地在扩管后进行加热使由包辛格效应引起的压缩屈服强度降低恢复的方法，专利文献2提出了通过将钢管外表面加热至高于内表面的温度而使外表面侧的受到拉伸变形的部分的包辛格效应恢复，并维持内表面侧的压缩的加工硬化的方法，另外，专利文献3中提出了在添加有nb、ti的钢的钢板制造工序中，从ar3点以上的温度起直至300℃以下为止进行热轧后的加速冷却，并在使用uoe工艺制成钢管后进行加热的方法。
6.另一方面，作为在扩管后不进行加热而通过钢管的成型方法提高压缩强度的方法，专利文献4中公开了使o冲压中的成型时的压缩率大于之后的扩管率的方法。
7.另外，专利文献5中公开了通过使压缩强度低的焊接部附近及距焊接部为180
°
的位置的直径成为钢管的最大直径，来提高抗塌陷性能的方法。
8.此外，专利文献6中提出了通过在加速冷却后进行再加热并使钢板表层部的硬质第2相百分比减小，从而使得由包辛格效应引起的屈服应力降低小的钢板。
9.另外，专利文献7中提出了在加速冷却后的再加热处理中抑制钢板中心部的温度上升，同时对钢板表层部进行加热的、板厚为30mm以上的高强度抗硫管线管用钢板的制造方法。
10.现有技术文献
11.专利文献
12.专利文献1：日本特开平9
‑
49025号公报
13.专利文献2：日本特开2003
‑
342639号公报
14.专利文献3：日本特开2004
‑
35925号公报
15.专利文献4：日本特开2002
‑
102931号公报
16.专利文献5：日本特开2003
‑
340519号公报
17.专利文献6：日本特开2008
‑
56962号公报
18.专利文献7：日本特开2009
‑
52137号公报


技术实现要素：

19.发明要解决的课题
20.根据专利文献1记载的方法，通过扩管而引入的位错恢复且压缩强度提高。但是，需要在扩管后使通电加热持续5分钟以上，生产率差。
21.在专利文献2记载的方法中，必须对钢管的外表面和内表面的加热温度及加热时间进行单独管理，这在实际的制造上是困难的，在量产工序中进行品质管理非常困难。另外，专利文献3记载的方法中，必须将钢板制造中的加速冷却停止温度设为300℃以下的低温。因此，钢板的应变增大，使用uoe工艺制成钢管的情况下的真圆度下降。此外，为了从ar3点以上起进行加速冷却而需要于较高温度进行轧制，存在韧性劣化的问题。
22.根据专利文献4记载的方法，由于实质上没有管周向的拉伸预应变，因此不会显现出包辛格效应而获得高压缩强度。但是，若扩管率低，则很难维持钢管的真圆度，存在钢管的抗塌陷性能劣化的可能。
23.在实际的管线铺设时，抗塌陷性能成为问题的是到达海底的管承受弯曲变形的部分(垂弯部(sag
‑
bend portion))。对于管线而言，在其被铺设于海底时，不会考虑钢管的焊接部的位置来进行圆周焊接。因此，即使如专利文献5所记载的那样，以钢管截面的最大直径的部分成为缝焊接部的方式实施造管加工及焊接以制造钢管，也无法确定实际的管线铺设时的缝焊接部的位置，因此专利文献5的技术实际上不会发挥任何效果。
24.专利文献6记载的钢板需要在再加热时直至钢板的中心部为止进行加热，可能导致dwtt(drop weight tear test：落锤撕裂试验)性能降低，因此难以应用于深海用的厚壁管线管。另外，从钢板的厚壁化的观点出发也存在改善的余地。此外，钢管的抗塌陷性能与管内表层处的接近弹性极限的压缩流动应力相关。在专利文献6中，在板厚1/4位置处对抗塌陷性能进行评价。但是，即使在板厚1/4位置获得高压缩强度，针对实际的钢管的极限塌陷压力的效果也很小。
25.根据专利文献7记载的方法，能够在抑制dwtt(drop weight tear test：落锤撕裂试验)性能降低的同时，减小钢板表层部的硬质第2相百分比。因此，不仅能够降低钢板表层部的硬度并材质不均匀小的钢板，还能够期待由硬质第2相减少带来的包辛格效应降低。但是，专利文献7记载的技术中，将钢板表面加热至550℃以上，因此表层处的压缩强度降低，存在抗塌陷性能劣化的可能。
26.本发明是鉴于上述情况而提出的，目的在于提供厚壁且具有应用于海底管线所需的压缩强度、优异的低温韧性及dwtt性能、抗塌陷性能优异的管线管用钢材及其制造方法、以及具有所需的压缩强度、优异的低温韧性及dwtt性能、抗塌陷性能优异的管线管及其制造方法。
27.需要说明的是，在本发明中，所谓抗塌陷性能优异，在管线管用钢材的情况下，是指从钢材表面起到板厚1/8位置为止的轧制垂直方向上的0.23％压缩强度为340mpa以上，
在管线管的情况下，是指从管内表面起到管厚1/8位置为止且在管长轴位置处的周向上的0.23％压缩强度为340mpa以上、塌陷压力为35mpa以上。
28.用于解决课题的手段
29.本技术的发明人为了提高抗塌陷性能而深入研究的结果，获得了以下见解。
30.(a)由包辛格效应引起的压缩强度降低的原因在于，由异相界面、硬质第2相处的位错堆积引起的逆应力(也称为背应力)，为了防止这种情况，首先，为减少成为位错堆积部位的软质相与硬质相的界面而形成均质组织是有效的。因此，通过使金属组织成为抑制了软质的多边形铁素体、硬质的岛状马氏体的生成而以贝氏体为主体的组织，从而能够抑制由包辛格效应引起的压缩强度降低。
31.(b)通过加速冷却制造的高强度钢、特别是海底管线所使用的厚壁钢板由于为了获得所需强度而含有许多合金元素，因此淬硬性高，很难完全抑制岛状马氏体(martensite
‑
austenite constituent：马氏体
‑
奥氏体组分，以下也存在简称为ma的情况。)的生成。但是，通过基于成分控制的ma形成抑制、加速冷却后的再加热等将ma分解为渗碳体，从而能够抑制由包辛格效应引起的压缩强度降低。另一方面，过度的再加热虽然会导致压缩强度降低，但通过对表层处的再加热温度进行控制，从而能够获得需要的压缩强度。
32.(c)压缩强度通常以0.5％压缩强度进行评价，而抗塌陷性能与管内表层处的接近弹性极限的0.23％压缩强度相关，通过提高从管内表面起到管厚1/8位置为止的0.23％压缩强度，从而能够获得优异的抗塌陷性能。
33.本发明在上述见解的基础上进一步研究而完成。本发明的要旨如下。
34.[1]管线管用钢材，其具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有c：0.030～0.10％、si：0.01～0.15％、mn：1.0～2.0％、nb：0.005～0.050％、ti：0.005～0.025％、al：0.08％以下，所述成分组成进一步以质量％计含有cu：0.5％以下、ni：1.0％以下、cr：1.0％以下、mo：0.5％以下、v：0.1％以下中的1种以上，以式(1)表示的ceq值为0.35以上，以式(2)表示的pcm值为0.20以下，余量为fe及不可避的杂质，
[0035]
在距钢材表面为板厚1/8位置处的金属组织中，贝氏体的面积百分比为85％以上，多边形铁素体的面积百分比为10％以下，且岛状马氏体的面积百分比为5％以下，
[0036]
对于所述管线管用钢材而言，从钢材表面起到板厚1/8位置为止的轧制垂直方向上的0.23％压缩强度为340mpa以上，dwtt试验中的塑性断口率成为85％以上的温度为
‑
10℃以下。
[0037]
ceq值＝c mn/6 (cu ni)/15 (cr mo v)/5
···
(1)
[0038]
pcm值＝c si/30 (mn cu cr)/20 ni/60 mo/15 v/10
···
(2)
[0039]
其中，式(1)～(2)中的元素符号表示含有元素的质量％，在不含的情况下为0。
[0040]
[2]根据[1]所述的管线管用钢材，其进一步以质量％计含有ca：0.0005～0.0035％。
[0041]
[3]管线管用钢材的制造方法，其中，将具有[1]或[2]中记载的成分组成的钢加热至1000～1200℃的温度，
[0042]
在以未再结晶温度范围的累积压下率为60％以上、且轧制结束温度为ar3相变点以上且(ar3相变点 60℃)以下进行热轧后，
[0043]
从ar3相变点以上的温度起以10℃/s以上的冷却速度进行加速冷却直至200～450
℃为止，
[0044]
接下来，进行再加热以使得板厚1/8位置处成为350℃以上且钢材表面处成为530℃以下，
[0045]
对于所述管线管用钢材而言，从钢材表面起到板厚1/8位置为止的轧制垂直方向上的0.23％压缩强度为340mpa以上，dwtt试验中的塑性断口率成为85％以上的温度为
‑
10℃以下。
[0046]
[4]管线管，其具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有c：0.030～0.10％、si：0.01～0.15％、mn：1.0～2.0％、nb：0.005～0.050％、ti：0.005～0.025％、al：0.08％以下，所述管线管进一步以质量％计含有cu：0.5％以下、ni：1.0％以下、cr：1.0％以下、mo：0.5％以下、v：0.1％以下中的1种以上，以式(1)表示的ceq值为0.35以上，以式(2)表示的pcm值为0.20以下，余量为fe及不可避的杂质，
[0047]
在距管内表面为管厚1/8位置处的金属组织中，贝氏体的面积百分比为85％以上，多边形铁素体的面积百分比为10％以下，且岛状马氏体的面积百分比为5％以下，
[0048]
对于所述管线管而言，从管内表面起到管厚1/8位置为止且在管长轴位置处的周向上的0.23％压缩强度为340mpa以上、塌陷压力为35mpa以上，dwtt试验中的塑性断口率成为85％以上的温度为
‑
10℃以下。
[0049]
ceq值＝c mn/6 (cu ni)/15 (cr mo v)/5
···
(1)
[0050]
pcm值＝c si/30 (mn cu cr)/20 ni/60 mo/15 v/10
···
(2)
[0051]
其中，式(1)～(2)中的元素符号表示含有元素的质量％，在不含的情况下为0。
[0052]
[5]根据[4]所述的管线管，其进一步以质量％计含有ca：0.0005～0.0035％。
[0053]
[6]根据[4]或[5]所述的管线管，其进一步具有涂层。
[0054]
[7]管线管的制造方法，其中，将[1]或[2]所述的管线管用钢材通过冷成型制成管形状，在将对合部缝焊接后，以扩管率为1.2％以下进行扩管以制造管，对于所述管线管而言，从管内表面起到管厚1/8位置为止且在管长轴位置处的周向上的0.23％压缩强度为340mpa以上、塌陷压力为35mpa以上，dwtt试验中的塑性断口率成为85％以上的温度为
‑
10℃以下。
[0055]
[8]管线管的制造方法，其中，将以[3]中记载的方法制造的管线管用钢材通过冷成型制成管形状，在将对合部缝焊接后，以扩管率为1.2％以下进行扩管以制造管，对于所述管线管而言，从管内表面起到管厚1/8位置为止且在管长轴位置处的周向上的0.23％压缩强度为340mpa以上、塌陷压力为35mpa以上，dwtt试验中的塑性断口率成为85％以上的温度为
‑
10℃以下。
[0056]
[9]根据[7]或[8]所述的管线管的制造方法，其中，在扩管后，进行包括管表面成为200℃以上的加热的涂覆处理。
[0057]
发明的效果
[0058]
根据本发明，能够获得抗塌陷性能优异的管线管用钢材。本发明适合用于深海管线。
[0059]
另外，根据本发明，能够提供不需要钢管成型中的特殊成型条件、造管后的热处理而低温韧性优异、压缩强度高的厚壁的管线管。
具体实施方式
[0060]
以下，说明本发明的实施方式。需要说明的是，只要没有特别说明，表示成分元素的含量的“％”均表示“质量％”。
[0061]
1.关于管线管用钢材或管线管的化学成分
[0062]
c：0.030～0.10％
[0063]
c为对于提高通过加速冷却制造的钢板的强度而言最有效的元素。但是，若低于0.030％，则无法确保充分的强度，因此c含量设为0.030％以上。优选为0.040％以上。另一方面，若超过0.10％则不仅使韧性劣化，而且会促进ma的生成，因此导致压缩强度降低。因此，将c含量设为0.10％以下。优选为0.098％以下。
[0064]
si：0.01～0.15％
[0065]
si为了脱氧而含有。但是，若低于0.01％，则脱氧效果不充分，因此si含量设为0.01％以上。优选为0.03％以上。另一方面，若超过0.15％，则不仅使韧性劣化，而且会促进ma生成，导致压缩强度降低，因此将si含量设为0.15％以下。优选为0.10％以下。
[0066]
mn：1.0～2.0％
[0067]
mn：1.0～2.0％。mn为了提高强度及韧性而含有。但是，若低于1.0％，则其效果不充分，因此mn含量设为1.0％以上。优选为1.5％以上。另一方面，若超过2.0％，则会导致韧性的劣化，因此mn含量设为2.0％以下。优选为1.95％以下。
[0068]
nb：0.005～0.050％
[0069]
nb通过组织的微细化而使韧性提高，还会形成碳化物而有助于强度提高。但是，若低于0.005％，则其效果不充分，因此nb含量设为0.005％以上。优选为0.010％以上。另一方面，若超过0.050％，则会导致焊接热影响韧性的劣化，因此将nb含量设为0.050％以下。优选为0.040％以下。
[0070]
ti：0.005～0.025％
[0071]
ti通过tin的钉扎效应来抑制坯料加热时的奥氏体粗大化，提高韧性。但是，若低于0.005％，则其效果不充分，因此将ti含量设为0.005％以上。优选为0.008％以上。另一方面，若超过0.025％，则会导致韧性的劣化，因此将ti含量设为0.025％以下。优选为0.023％以下。
[0072]
al：0.08％以下
[0073]
al作为脱氧剂而含有。为了发挥该效果，优选al含量为0.01％以上。但是，若超过0.08％，则钢的洁净度降低，会导致韧性劣化。因此，将al含量设为0.08％以下。优选为0.05％以下。
[0074]
此外，在本发明中，含有cu：0.5％以下、ni：1.0％以下、cr：1.0％以下、mo：0.5％以下、v：0.1％以下中的1种以上。
[0075]
cu：0.5％以下
[0076]
cu为对于韧性改善和强度提高有效的元素。但是，若超过0.5％，则焊接部的haz韧性劣化。因此，在含有cu的情况下设为0.5％以下。另一方面，下限没有特别限定，在含有cu的情况下，优选其含量设为0.01％以上。
[0077]
ni：1.0％以下
[0078]
ni为对于韧性改善和强度提高有效的元素。但是，若超过1.0％，则存在焊接部的
haz韧性劣化的可能。因此，在含有ni的情况下设为1.0％以下。另一方面，下限没有特别限定，在含有ni的情况下，优选其含量设为0.01％以上。
[0079]
cr：1.0％以下
[0080]
cr为通过淬硬性而对于强度提高有效的元素。但是，若超过1.0％，则焊接部的haz韧性劣化。因此，在含有cr的情况下设为1.0％以下。另一方面，下限没有特别限定，在含有cr的情况下，优选其含量设为0.01％以上。
[0081]
mo：0.5％以下
[0082]
mo为对于韧性改善和强度提高有效的元素。但是，若超过0.5％，则存在焊接部的haz韧性劣化的可能。因此，在含有mo的情况下设为0.5％以下。另一方面，下限没有特别限定，在含有mo的情况下，优选其含量设为0.01％以上。
[0083]
v：0.1％以下
[0084]
v与nb、ti同样地生成复合碳化物，为对于基于析出强化的强度提高非常有效的元素。但是，若超过0.1％，则存在焊接部的haz韧性劣化的可能。因此，在含有v的情况下设为0.1％以下。另一方面，下限没有特别限定，在含有v的情况下，优选其含量设为0.01％以上。
[0085]
此外，本发明的特征在于，以式(1)表示的ceq值为0.35以上，以式(2)表示的pcm值为0.20以下。
[0086]
ceq值：0.35以上
[0087]
ceq值：0.35以上。ceq值以下述式(1)表示。ceq值与母材强度相关，被用作强度的指标。若ceq值低于0.35，则无法获得拉伸强度为570mpa以上的高强度。因此，将ceq值设为0.35以上。优选为0.36以上。
[0088]
ceq值＝c mn/6 (cu ni)/15 (cr mo v)/5 ··· (1)
[0089]
其中，式(1)的元素符号表示含有元素的质量％，在不含的情况下为0。
[0090]
pcm值：0.20以下
[0091]
pcm值：0.20以下。pcm值以下述式(2)表示。pcm值被用作焊接性的指标，pcm值越高则焊接haz部的韧性越差。特别是在厚壁高强度钢中，其影响变得显著，因此需要严格限制pcm值。因此，将pcm值设为0.20以下。优选为0.19以下。
[0092]
pcm值＝c si/30 (mn cu cr)/20 ni/60 mo/15 v/10
···
(2)
[0093]
其中，式(2)的元素符号表示含有元素的质量％，在不含的情况下为0。
[0094]
在本发明中，也可以根据需要含有以下的元素。
[0095]
ca：0.0005～0.0035％
[0096]
ca为对于控制硫化物系夹杂物的形态、改善延性而言有效的元素。在ca含量为0.0005％以上的情况下发挥该效果，因此在含有ca的情况下，优选将其含量设为0.0005％以上。含有ca即使超过0.0035％，其效果也已饱和，反而存在洁净度降低并使韧性劣化的可能。由此，在含有ca的情况下，优选将其含量设为0.0035％以下。
[0097]
上述成分以外的余量为fe及不可避的杂质。需要说明的是，只要不影响本发明的作用效果，也可以含有上述以外的元素。
[0098]
2.关于管线管用钢材或管线管的金属组织
[0099]
在本发明中，对距钢材表面为板厚1/8位置处或距管内表面为管厚1/8位置处的金属组织进行规定。在本发明中，通过控制距钢材表面为板厚1/8位置处的金属组织，从而能
够提高压缩强度，能够获得具有优异的抗塌陷性能的管线管用钢材或管线管。
[0100]
贝氏体的面积百分比为85％以上
[0101]
从抑制由包辛格效应引起的压缩强度降低的观点出发，本发明的金属组织设为以贝氏体为主体。需要说明的是，所谓本发明的金属组织以贝氏体为主体，是指贝氏体相对于金属组织整体的面积百分比为85％以上。为了抑制由包辛格效应引起的压缩强度降低，避免异相界面、硬质第2相处的位错堆积，贝氏体单相的金属组织的理想的，但贝氏体以外的余量组织若为15％以下，则是允许的。
[0102]
多边形铁素体的面积百分比为10％以下，且岛状马氏体的面积百分比为5％以下
[0103]
为了抑制包辛格效应、获得高压缩强度，优选采用没有软质的多边形铁素体相、硬质的岛状马氏体的均匀的组织，抑制在变形时的组织内部产生的局部的位错堆积。因此，如前所述采用以贝氏体为主体的组织，并且，规定多边形铁素体的面积百分比为10％以下，且岛状马氏体的面积百分比为5％以下。需要说明的是，岛状马氏体的面积百分比也可以是0％。另外，多边形铁素体的面积百分比也可以是0％。
[0104]
本发明的金属组织只要具备上述构成，则也可以含有贝氏体、多边形铁素体、岛状马氏体以外的其他相。需要说明的是，作为其他相，例如有珠光体、渗碳体、马氏体等。优选上述其他相少，优选距钢材表面为板厚1/8位置处以面积百分比计为5％以下。
[0105]
需要说明的是，在本发明中，在与距钢材表面为板厚1/8位置相比靠近板厚中央的部分或与距管内表面为管厚1/8位置相比靠近管厚中央的部分处的金属组织没有特别限定，从强度、韧性等的均衡性的观点出发，优选贝氏体为70％以上，更加优选为75％以上。作为余量组织，铁素体、珠光体、马氏体、岛状马氏体(ma)等若合计为30％以下、更加优选为25％以下，则是允许的。
[0106]
在本发明中，若距钢材表面为板厚1/8位置处的金属组织为上述组织，则能够提高从钢材表面起到板厚1/8位置为止的压缩强度及从管内表面起到管厚1/8位置为止的压缩强度，其结果，能够获得优异的抗塌陷性能。
[0107]
3.管线管用钢材的制造方法
[0108]
本发明的管线管用钢材的制造方法在对含有上述化学成分的钢坯料进行加热、热轧后，实施加速冷却，随后进行回火(再加热)。以下说明制造条件的限定理由。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，温度为钢材(钢板)的板厚方向的平均温度。钢板的板厚方向的平均温度根据板厚、表面温度及冷却条件等，通过模拟计算等求出。例如，通过使用差分法计算板厚方向的温度分布，从而求出钢板的板厚方向的平均温度。
[0109]
钢坯料加热温度：1000～1200℃
[0110]
若钢坯料加热温度低于1000℃，则nbc的固溶不充分，无法获得之后的基于析出的强化，并且，由于粗大的未固溶碳化物而导致耐hic性能劣化。另一方面，若超过1200℃，则dwtt特性劣化。因此，将钢坯料加热温度规定为1000～1200℃。优选为1000℃以上，优选为1150℃以下。
[0111]
未再结晶温度范围的累积压下率：60％以上
[0112]
在对被加热了的钢坯料进行热轧的工序中，接着再结晶温度范围的轧制之后，实施未再结晶温度范围的轧制。再结晶温度范围的轧制条件没有特别限定。为了获得高母材韧性，需要在热轧工序中在未再结晶温度范围进行充分的压下。但是，若未再结晶温度范围
的累积压下率低于60％，则晶粒的微细化效果不充分，因此无法获得充分的dwtt性能。因此，将未再结晶温度范围的累积压下率设为60％以上。优选未再结晶温度范围的累积压下率为63％以上。
[0113]
轧制结束温度：ar3相变点以上且(ar3相变点 60℃)以下
[0114]
为了抑制由包辛格效应引起的强度降低，需要将金属组织设为以贝氏体为主体的组织，以抑制多边形铁素体等软质组织的生成。因此，热轧需要在不生成多边形铁素体的温度范围、即ar3相变点以上的温度范围实施。因此，轧制结束温度规定为ar3相变点以上，优选为(ar3相变点 10℃)以上。此外，为了获得高母材韧性，需要在ar3相变点以上的温度范围内的低温范围实施轧制，因此将轧制结束温度的上限设为(ar3相变点 60℃)。优选轧制结束温度为(ar3相变点 50℃)以下。
[0115]
需要说明的是，ar3相变点能够通过下述式(3)求出。
[0116]
ar3(℃)＝910
‑
310c
‑
80mn
‑
20cu
‑
15cr
‑
55ni
‑
80mo
ꢀꢀꢀ
(3)
[0117]
冷却开始温度：ar3相变点以上
[0118]
若冷却开始温度低于ar3相变点，则多边形铁素体的面积百分比超过10％，由包辛格效应引起强度降低，因此无法确保充分的压缩强度。因此，冷却开始温度规定为ar3相变点以上。优选为(ar3相变点 10℃)以上。
[0119]
冷却速度：10℃/s以上
[0120]
以10℃/s以上的冷却速度进行的加速冷却为获得高强度、高韧性的钢板不可或缺的工艺，通过以高冷却速度进行冷却，从而能够获得基于相变强化的强度提高效果。若冷却速度低于10℃/s，则不仅无法获得充分的强度，而且会发生c扩散，因此发生c向未相变奥氏体富集，ma的生成量增加。如前所述，由于存在ma等硬质第2相，因此会促进包辛格效应，导致压缩强度降低。但是，若冷却速度为10℃/s以上，则冷却中的c扩散少，ma的生成也被抑制。因此，加速冷却时的冷却速度规定为10℃/s以上。优选为20℃/s以上。需要说明的是，若冷却速度过大，则会生成马氏体等硬质组织，导致韧性、由包辛格效应促进引起的压缩强度降低，因此优选冷却速度为200℃/s以下。
[0121]
冷却停止温度：200～450℃
[0122]
通过以轧制结束后的加速冷却急冷至200～450℃，从而能够生成贝氏体相，获得均匀的组织。但是，若冷却停止温度低于200℃，则过量生成岛状马氏体(ma)，会导致由包辛格效应引起的压缩强度降低、韧性劣化。另一方面，若冷却停止温度超过450℃，则会生成珠光体，不仅无法获得充分的强度，而且会因包辛格效应导致压缩强度降低。因此，冷却停止温度规定为200～450℃。优选为250℃以上，优选为430℃以下。
[0123]
再加热温度：板厚1/8位置处为350℃以上、且钢材表面处为530℃以下
[0124]
在上述加速冷却后进行再加热。在厚钢板的加速冷却中，钢板表层部的冷却速度快，且与钢板内部相比，钢板表层部被冷却至较低温度。因此，容易在钢板表层部生成岛状马氏体(ma)。由于ma这样的硬质相会促进包辛格效应，因此通过在加速冷却后对钢板表层部进行加热以使ma分解，从而能够抑制由包辛格效应引起的压缩强度降低。但是，若在板厚1/8位置处低于350℃，则ma的分解不充分，另外，若钢材表面处超过530℃，则会发生强度降低，因此很难获得规定的强度。此外，抗塌陷性能与从钢材表面起到板厚1/8位置为止的压缩强度相关，通过控制从钢材表面起到板厚1/8位置为止的再加热温度，从而能够在使ma分
解的同时确保强度。因此，板厚1/8位置处规定为350℃以上、且钢材表面处规定为530℃以下。优选板厚1/8位置处为370℃以上且钢材表面处为520℃以下。
[0125]
加速冷却后的再加热手段没有特别限定，例如能够使用气氛炉加热、气体燃烧、感应加热等。需要说明的是，考虑经济性、控制性等，优选感应加热。
[0126]
4.管线管的制造方法
[0127]
能够使用本发明的钢板(钢材)或由上述方法制造的钢板(钢材)来制得钢管(管线管)。作为钢材的成型方法，能够举出uoe工艺、通过压弯(bending press)等冷成型成型为钢管形状的方法。在uoe工艺中，在对成为素材的钢板(钢材)的宽度方向端部实施坡口加工后，使用c字状的冲压机进行钢板的宽度方向端部的端弯曲，然后，使用u字状及o字状的冲压机，以使钢板的宽度方向端部彼此相对的方式将钢板成型为圆筒形状。接下来，使钢板的相对的宽度方向端部对合并进行焊接。将该焊接称为缝焊接。在该缝焊接中，优选具有定位焊接工序和正式焊接工序的两级工序，在定位焊接工序中，约束圆筒形状的钢板，使相对的钢板的宽度方向端部彼此对合并进行定位焊接；在正式焊接工序中，通过埋弧焊法对钢板的对合部的内外表面实施缝焊接。在进行缝焊接后，为了除去焊接残余应力及提高钢管真圆度而进行扩管。在扩管工序中，将扩管率(相对于扩管前的管的外径而言的、扩管前后的外径变化量的比值)设为1.2％以下。这是由于，若扩管率过大，则由于包辛格效应而压缩强度降低变大，优选扩管率为1.0％以下。需要说明的是，从减小焊接残余应力并提高钢管的真圆度的观点出发，优选扩管率为0.4％以上，更加优选为0.6％以上。
[0128]
在扩管后，能够为了防腐而实施涂覆处理。作为涂覆处理，例如，在将扩管后的钢管(管)加热至200℃以上的温度范围后，在钢管外表面或内表面涂布例如公知的树脂即可。
[0129]
在压弯的情况下，通过对钢板反复进行三点弯曲而逐渐成型，制造具有大致圆形的截面形状的钢管。之后，与上述的uoe工艺同样地，实施缝焊接。在压弯的情况下，也可以在缝焊接后实施扩管。
[0130]
5.管线管用钢材
[0131]
本发明的管线管用钢材具有上述的成分组成及金属组织，并且，从钢材表面起到板厚1/8位置为止的轧制垂直方向上的0.23％压缩强度为340mpa以上，dwtt试验中的塑性断口率成为85％以上的温度为
‑
10℃以下。本发明的管线管用钢材通过使得从钢材表面起到板厚1/8位置为止的轧制垂直方向上的0.23％压缩强度为340mpa以上，从而抗塌陷性能优异。需要说明的是，0.23％压缩强度能够通过实施例中记载的方法测定。
[0132]
6.管线管
[0133]
本发明的管线管具有上述的成分组成及金属组织，并且，从管内表面起到管厚1/8位置为止且在管长轴位置处的周向上的0.23％压缩强度为340mpa以上、塌陷压力为35mpa以上，dwtt试验中的塑性断口率成为85％以上的温度为
‑
10℃以下。本发明的管线管通过使得从管内表面起到管厚1/8位置为止且在管长轴位置处的周向上的0.23％压缩强度为340mpa以上、塌陷压力为35mpa以上，从而抗塌陷性能优异。另外，具有上述的成分组成及金属组织且通过涂覆处理而具有涂层的本发明的管线管从管内表面起到管厚1/8位置为止且在管长轴位置处的周向上的0.23％压缩强度为390mpa以上、塌陷压力为40mpa以上，抗塌陷性能优异。在此，所谓管长轴位置，是考虑管的周向上的位置的情况下的、从管的最小半径的位置起旋转90度后的位置。需要说明的是，0.23％压缩强度能够通过实施例中记载的方
法测定。
[0134]
实施例
[0135]
通过连续铸造法将表1所示的化学成分的钢(钢种a～j)制成坯料。在通过热轧对加热了的坯料进行轧制后，立即使用水冷型的冷却设备进行加热冷却，并使用感应加热炉或气体燃烧炉进行再加热，制造板厚为40mm的厚钢板(no.1～23)。需要说明的是，加热温度、轧制结束温度、冷却开始温度、冷却停止温度设为钢板的平均温度，再加热温度设为表面及为板厚1/8位置处的温度。平均温度及板厚1/8位置处的温度基于坯料或钢板的表面温度利用板厚、热传导率等参数通过计算求出。
[0136]
进而，使用上述这些钢板通过uoe工艺制造管厚为39mm、外径为813mm的管。缝焊接以内外表面各1道次的4电极埋弧焊进行，焊接时的输入热量对应于钢板的板厚设为100kj/cm的范围。针对焊接后的管实施扩管率为0.6～1.5％的扩管。另外，对扩管后的管于230℃进行涂覆处理。钢板制造条件及钢管制造条件(扩管率)示于表2。
[0137]
[表1]
[0138][0139]
[表2]
[0140][0141]
关于按照上述方式制造的钢板的压缩特性，采集从钢板的表面到板厚1/8的位置为止的压缩试验片并进行评价。具体来说，针对以钢板的轧制垂直方向为长度方向的压缩试验片采集用的钢板小片，在从钢板的另一侧表面实施切削加工或研磨加工而将钢板小片减薄加工至板厚1/8后，采集平行部的厚度为2.5mm、宽度为2.5mm、长度为4.0mm的矩形试验片。针对该试验片，为了模拟造管，赋予2.5％的压缩应变，然后赋予1.0％的拉伸应变。使用经造管模拟的试验片，进行沿压缩方向施加载荷的压缩试验，将所得到的压缩应力
‑
压缩应变曲线上的压缩应变为0.23％处的应力评价为0.23％压缩强度。
[0142]
就按照上述方式制造的管的拉伸特性而言，将基于api 5l的管周向的全厚试验片作为试验片进行拉伸试验，基于拉伸强度进行评价。管的压缩特性使用在管长轴位置处从内表面侧的管周向采集的试验片进行评价。具体来说，针对以管周向为长度方向的压缩试验片采集用的管片，在从管的外表面侧实施切削加工或研磨加工以将钢板小片减薄加工至板厚1/8后，采集平行部的厚度为2.5mm、宽度为2.5mm、长度为4.0mm的矩形试验片。针对该试验片进行沿压缩方向施加载荷的压缩试验，将所得到的应力
‑
应变曲线上的应变为0.23％处的应力评价为0.23％压缩强度。抗塌陷性能为在压力容器内逐渐对切断为7m的管施加水压，将水压开始降低时的压力评价为塌陷压力。需要说明的是，压缩性能及抗塌陷性能在扩管后(仍处于造管状态(仍保持造管状态))和于230℃的涂覆处理后(230℃加热后)进行测定。
[0143]
另外，使用从管的管周向采集的dwtt试验片，求出塑性断口率成为85％的温度作为85％satt。
[0144]
对于接头的haz韧性而言，求出塑性断口率成为50％的温度作为vtrs。对于切缺位置而言，设为使得在夏比试验片的缺口底中央具有熔合线、在缺口底上焊接金属与母材(含焊接热影响部)成为1：1的位置。
[0145]
就金属组织而言，从距离管的内表面为板厚1/8的位置采集样品，在对与管长度方向平行的截面进行研磨后，进行基于硝酸乙醇的蚀刻，并使用光学显微镜进行观察。然后，使用以200倍拍摄的3张照片，通过图像解析求出贝氏体及多边形铁素体的面积百分比。就ma的观察而言，使用进行了贝氏体及多边形铁素体的面积百分比测定的样品，在硝酸乙醇蚀刻后进行电解蚀刻(2级蚀刻)，之后使用扫描电子显微镜(sem)进行观察。然后，通过图像解析，从以1000倍拍摄的3张照片求出ma的面积百分比。
[0146]
需要说明的是，在实施例中确定了管中的金属组织，该结果能够作为钢板的金属组织处理。
[0147]
将金属组织及机械特性的结果示于表3。
[0148]
[表3]
[0149][0150]
在表3中，no.1～9均为拉伸强度为570mpa以上，0.23％压缩强度在仍处于钢板状态下为340mpa以上，在处于造管状态下为340mpa以上且230℃加热后为390mpa以上，塌陷压力在仍处于造管状态下为35mpa以上且230℃加热后为40mpa以上，dwtt性能中85％satt为
‑
10℃以下，haz韧性为
‑
20℃以下，评价结果均良好。
[0151]
另一方面，no.10～19的成分组成在本发明的范围内，但制造方法为本发明的范围外，因此未能获得期望的金属组织。其结果，拉伸强度、0.23％压缩强度或dwtt特性中的某些项变差。no.20～23的化学成分为本发明外，因此拉伸强度、压缩强度、dwtt特性或haz韧性中的某些项变差。
[0152]
根据本发明，能够获得具有高强度和优异的低温韧性、api
‑
x70级以上的管，能够应用于要求高抗塌陷性能的深海用管线管。