耐应变时效特性和耐HIC特性优良的高变形能力管线管用钢材及其制造方法以及焊接钢管

摘要

本发明的目的在于提供在pH5以上的湿润硫化氢环境中显示优良的耐HIC特性、即使在300℃以下的涂覆处理后屈服比也低的API 5L X60～X70级的高变形能力管线管用钢材及其制造方法以及焊接钢管。一种耐应变时效特性和耐HIC特性优良的高变形能力管线管用钢材，其具有特定的成分组成，金属组织具有铁素体、贝氏体和岛状马氏体，所述岛状马氏体的面积百分率为0.5～5.0％，所述铁素体与所述贝氏体的硬度差以维氏硬度计为60以上，在300℃以下的温度的应变时效处理前和应变时效处理后，均匀伸长率分别为9％以上且屈服比分别为90％以下。

说明书

技术领域

本发明涉及300℃以下的涂覆处理后的材质劣化小的管线管用钢材及其制造方法以及焊接钢管，涉及在pH5以上的湿润硫化氢环境中具有优良的耐HIC特性的API X60～X70级的管线管用钢材。

背景技术

近年来，对于作为天然气、原油的输送用途使用的管线管，为了通过高压作业提高输送效率而要求高强度化。要求即使因冻害(Ice Gouging)、地基变动而产生较大变形也能够防止龟裂的发生的高变形能力。例如，对于铺设在发生冻害的寒冷的海底或地震地带的管线管而言，要求在高均匀伸长率的基础上具有90％以下的低屈服比的管线管。

管线管所使用的UOE钢管、ERW钢管这样的焊接钢管是将钢板冷成形为管状，将对接部焊接后，通常从防腐蚀的观点出发，对钢管外表面实施涂覆处理。但是，存在如下问题：由于制管时的加工应变和涂覆处理时的加热而产生应变时效硬化现象，屈服应力升高，钢管的屈服比与钢板的屈服比相比增大。

另外，用于输送含有硫化氢的天然气、原油的管线管中，通过钢与硫化氢的反应产生的氢有时会侵入钢中而发生开裂。因此，除了强度、高均匀伸长率化、低屈服比化、耐应变时效特性之外，还要求耐氢致开裂性(耐HIC性)。

作为低屈服比化、高均匀伸长率化的方法，已知使钢材的金属组织为在铁素体这样的软质相中适度分散有贝氏体、马氏体等硬质相的组织的方法是有效的。另外，作为防止氢致开裂的方法，已知减少偏析倾向高的P等的方法是有效的。另一方面，伴随气田开发的扩大，酸性环境(pH、硫化氢分压)也扩大，温和酸性环境(湿润硫化氢环境)受到关注。在pH5以上的酸度较低的环境、即所谓的温和酸性环境下，已知通过向钢中添加Cu、在钢材上形成保护覆膜来抑制氢向钢中侵入的方法是有效的。

作为获得在软质相中适度分散有硬质相的组织的制造方法，在专利文献1中公开了在淬火与回火的中间实施自铁素体与奥氏体的两相区起的淬火的热处理方法。

另外，作为在不进行专利文献1中公开的复杂热处理的情况下实现低屈服比化的技术，在专利文献2中公开了如下方法：在Ar₃以上的温度下结束钢材的轧制，并控制之后的加速冷却速度和冷却停止温度，由此形成针状铁素体与马氏体的两相组织，从而实现低屈服比化。

关于耐应变时效特性，例如，在专利文献3和4中公开了一种耐应变时效特性优良的低屈服比高强度高韧性钢管及其制造方法，该钢管活用了含有Ti和Mo的复合碳化物的微细析出物、或含有Ti、Nb、V中的任意两种以上的复合碳化物的微细析出物。

另外，在专利文献5中，作为实现API 5L X70以下的耐应变时效特性优良的低屈服比高强度高均匀伸长率而不会使钢材的合金元素的添加量大幅增加的方法，公开了通过在加速冷却后立即进行再加热而形成贝氏体、多边形铁素体和岛状马氏体(MA)的三相组织的方法。

另外，在专利文献6中，作为得到X65以上的由铁素体与贝氏体的两相组织构成的钢材的耐HIC特性的方法，公开了减小铁素体与贝氏体的硬度差的方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭55-97425号公报

专利文献2：日本特开平1-176027号公报

专利文献3：日本特开2005-60839号公报

专利文献4：日本特开2005-60840号公报

专利文献5：日本特开2011-74443号公报

专利文献6：日本特开2003-301236号公报

发明内容

发明所要解决的问题

在专利文献1记载的热处理方法中，通过适当选择两相区淬火温度，能够实现低屈服比化。但是，热处理工序数增加，因此存在导致生产率的降低、制造成本的增加的问题。

另外，在专利文献2记载的技术中，如其实施例所示，为了制成拉伸强度为490N/mm²(50kg/mm²)以上的钢材，需要设定为提高钢材的碳含量或增加其他合金元素的添加量的成分组成。因此，不仅导致原材成本的升高，而且焊接热影响部韧性的劣化成为问题。此外，对于UOE钢管、ERW钢管这样的焊接钢管而言，如上所述，在将钢板冷成形为管状并将对接部焊接后，通常从防腐蚀等观点出发，对钢管外表面实施涂覆，因此，由于制管时的加工应变和涂覆处理时的加热而产生应变时效硬化，屈服应力升高。因此，在专利文献2的技术中，即使实现原材钢板的低屈服比化，也难以实现涂覆处理后的低屈服比化。

在专利文献3或4记载的技术中，耐应变时效特性得到改善，但是，如其实施例所示，未对板厚为26mm以上的厚壁时的强度的确保进行研究。板厚为26mm以上的厚壁时，因厚壁所带来的冷却速度降低而难以高强度化，尚未开发出兼具API 5L X65～X70、厚壁、高变形能力、耐应变时效特性、耐温和酸性性能的多规格材料。

此外，在专利文献5记载的技术中，如其实施例所示，虽然在应变时效处理后实现了85％以下的低屈服比化，但担心会发生湿润硫化氢环境下的氢致开裂。

在专利文献6记载的技术中，在pH3.3以上的湿润硫化氢环境中具有优良的耐HIC。但是，需要减小铁素体与贝氏体的硬度差，因此，担心无法实现低屈服比化。另外，对于在温和酸性环境下使用的焊接钢管而言，适应于严苛的酸性环境下的钢成分的洁净化等材料设计过度，制造成本的升高成为问题。

因此，本发明的目的在于提供在pH5以上的湿润硫化氢环境中显示优良的耐HIC特性、即使在涂覆处理后屈服比也低的API 5L X60～X70级的高变形能力管线管用钢材及其制造方法以及焊接钢管。

用于解决问题的方法

为了解决上述问题，本发明人对适当的成分组成和钢材的制造方法、特别是控制轧制和控制轧制后的加速冷却这样的制造工艺进行了深入研究，结果得到了以下的见解。

(a)通过适量添加Cu、不含有Mo或者即使含有Mo也设定为0.01％以下，能够使耐HIC特性提高。

(b)在加速冷却过程中，适当控制冷却开始温度，在贝氏体相变中途、即在存在未相变奥氏体的温度范围内停止冷却，然后从贝氏体相变结束温度(以下记载为Bf点)以上起进行再加热，由此，使钢板的金属组织成为在铁素体和贝氏体的混合相中均匀地生成有作为硬质相的岛状马氏体(Martensite-Austenite constituent，以下记载为MA)的三相组织，能够实现应变时效处理前和应变时效处理后(以下，有时也称为“应变时效处理前后”)的低屈服比化。

(c)通过将加速冷却中的冷却开始温度和冷却停止温度设定为适当的温度，能够减少固溶C，因此，能够抑制应变时效后的屈服比的升高。

本发明是对上述见解进一步进行研究而完成的，本发明如下所述。

[1]一种耐应变时效特性和耐HIC特性优良的高变形能力管线管用钢材，其中，

作为成分组成，具有以质量％计含有C：0.030～0.100％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.5～2.5％、P：0.015％以下、S：0.002％以下、Cu：0.20～1.00％、Mo：0.01％以下、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.040％、Al：0.10％以下、N：0.007％以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

金属组织具有铁素体、贝氏体和岛状马氏体，上述岛状马氏体的面积百分率为0.5～5.0％，上述铁素体与上述贝氏体的硬度差以维氏硬度计为60以上，

在300℃以下的温度的应变时效处理前和应变时效处理后，均匀伸长率分别为9％以上且屈服比分别为90％以下。

[2]如[1]所述的耐应变时效特性和耐HIC特性优良的高变形能力管线管用钢材，其中，上述成分组成中，进一步以质量％计含有Ni：0.02～0.50％、Cr：1.00％以下、V：0.10％以下、Ca：0.0050％以下、B：0.0050％以下中的一种或两种以上。

[3]一种耐应变时效特性和耐HIC特性优良的高变形能力管线管用钢材的制造方法，所述钢材的金属组织具有铁素体、贝氏体和岛状马氏体，上述岛状马氏体的面积百分率为0.5～5％，上述铁素体与上述贝氏体的硬度差以维氏硬度计为60以上，在300℃以下的温度的应变时效处理前和应变时效处理后，均匀伸长率分别为9％以上且屈服比分别为90％以下，所述制造方法中，

将具有[1]或[2]所述的成分组成的钢加热至1000～1300℃的温度，在Ar₃点以上的轧制结束温度下进行热轧后，以5℃/秒以上的冷却速度从(Ar₃-50)～(Ar₃+30)℃的冷却开始温度起加速冷却至450～650℃的冷却停止温度，然后立即以0.5℃/秒以上的升温速度再加热至550℃～750℃。

[4]一种焊接钢管，其以[1]或[2]所述的钢材作为原材。

发明效果

根据本发明，可以得到在pH5以上的湿润硫化氢环境中显示优良的耐HIC特性、即使在300℃以下的涂覆处理后屈服比也低的API 5L X60～X70级的高变形能力管线管用钢材。

需要说明的是，本发明中的耐应变时效特性是指即使实施300℃以下的温度的热处理也能够抑制屈服比的过度升高的特性。另外，本发明中的耐HIC特性是指在pH5以上的湿润硫化氢环境中不发生氢致开裂的特性。另外，高变形能力是指满足均匀伸长率为9％以上且屈服比为90％以下的特性。

具体实施方式

以下，对本发明具体地进行说明。

1.成分组成

以下，对本发明的钢材的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，表示成分组成的单位的％全部意味着质量％。

C：0.030～0.100％

C是以碳化物的形式有助于析出强化的元素。C低于0.030％时，MA(岛状马氏体)的生成不足，因此，无法确保充分的强度，除此之外，无法以规定量确保铁素体与贝氏体的硬度差，因此，屈服比变大。C超过0.100％时，导致韧性和焊接性的劣化、应变时效所引起的屈服比的升高。因此，将C含量规定为0.030～0.100％。优选C含量为0.05％以上。另外，优选C含量为0.09％以下。

Si：0.01～0.50％

Si是为了脱氧而含有的。Si低于0.01％时，脱氧效果不充分。Si超过0.50％时，导致韧性、焊接性的劣化。因此，将Si含量规定为0.01～0.50％。优选Si含量为0.01～0.3％。

Mn：0.5～2.5％

Mn是为了强度、韧性而含有的。Mn低于0.5％时，其效果不充分，另外，MA(岛状马氏体)不足，因此屈服比变大。因此，Mn含量设定为0.5％以上，从基于MA生成的低屈服比化的观点出发，优选为1.2％以上，更优选为1.5％以上。另一方面，Mn超过2.5％时，韧性和焊接性劣化。因此，将Mn含量规定为2.5％以下，优选为2.0％以下。

P：0.015％以下

P是使焊接性和耐HIC特性劣化的不可避免的杂质元素。因此，将P含量规定为0.015％以下。优选P含量为0.010％以下。

S：0.002％以下

S通常在钢中形成MnS夹杂物，使耐HIC特性劣化。因此越少越好。S只要为0.002％以下就没有问题，因此，将S含量的上限规定为0.002％。优选S含量为0.0015％以下。

Cu：0.20～1.00％

Cu在本发明中是重要的元素，其抑制氢向钢中的侵入，有助于提高耐HIC特性。但是，Cu低于0.20％时，其效果不充分，超过1.00％时，焊接性劣化。因此，将Cu含量规定为0.20～1.00％。优选Cu含量为0.25％以上。另外，优选Cu含量为0.5％以下。

Mo：0.01％以下(包括0)

Mo导致应变时效所引起的屈服比的升高和耐HIC特性的劣化。因此，不含有Mo，或者即使含有Mo也规定为0.01％以下。优选Mo含量为0.005％以下。

Nb：0.005～0.05％

Nb通过组织的微细化而使韧性提高，进而形成碳化物，有助于强度升高。但是，Nb低于0.005％时，其效果不充分，超过0.05％时，焊接热影响部的韧性劣化。因此，将Nb含量规定为0.005～0.05％。优选Nb含量为0.01～0.05％。

Ti：0.005～0.040％

Ti通过TiN的钉扎效应而抑制板坯加热时的奥氏体粗大化，提高母材韧性，进而降低固溶N，抑制应变时效所引起的屈服比的升高。但是，Ti低于0.005％时，其效果不充分，超过0.040％时，焊接热影响部的韧性劣化。因此，将Ti含量规定为0.005～0.040％。优选Ti含量为0.005～0.02％。

Al：0.10％以下

Al作为脱氧剂而含有。Al超过0.10％时，钢的洁净度降低，韧性劣化。因此，将Al含量规定为0.10％以下。优选Al含量为0.01～0.08％。

N：0.007％以下

N是导致应变时效所引起的屈服比的升高、焊接热影响部的韧性的劣化的不可避免的杂质元素。因此，将N含量的上限规定为0.007％。优选N含量为0.006％以下。

以上为本发明的基本成分。需要说明的是，出于进一步改善钢板的强度和韧性、且提高耐HIC特性的目的，可以含有Ni、Cr、V、Ca、B中的一种或两种以上。

Ni：0.02～0.50％

Ni是有助于耐HIC提高、对韧性的改善和强度的升高有效的元素。Ni低于0.02％时，其效果不充分，即使含量超过0.50％，效果也饱和，反而在成本方面变得不利。因此，在含有Ni的情况下，将Ni含量规定为0.02～0.50％。优选Ni含量为0.2％以上。另外，优选Ni含量为0.4％以下。

Cr：1.00％以下

Cr是对于即使在低C下也得到充分强度而言有效的元素。Cr超过1.00％时，焊接性劣化。因此，在含有Cr的情况下，将Cr含量的上限规定为1.00％。优选为0.1～0.5％以下。

V：0.10％以下

V通过组织的微细化而使韧性提高，进而形成碳化物，有助于强度的提高。V超过0.10％时，焊接热影响部的韧性劣化。因此，在含有V的情况下，将V含量规定为0.10％以下。优选V含量为0.005％以上。另外，优选V含量为0.05％以下。

Ca：0.0050％以下

Ca是对硫化物系夹杂物的形态控制所带来的韧性改善有效的元素。Ca超过0.0050％时，效果饱和，反而由于钢的洁净度降低而使韧性劣化。因此，在含有Ca的情况下，将Ca含量规定为0.0050％以下。优选Ca含量为0.001％以上。另外，优选Ca含量为0.004％以下。

B：0.0050％以下

B是对强度升高、焊接热影响部的韧性改善有效的元素。B超过0.0050％时，使焊接性劣化。因此，在含有B的情况下，将B含量规定为0.0050％以下。优选B含量为0.003％以下。另外，优选B含量为0.0003％以上。

本发明的钢材中的上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。但是，只要在不妨碍本发明的作用效果的范围内，含有上述以外的元素也没有问题。

2.金属组成

本发明的钢板的金属组织以由铁素体、贝氏体和岛状马氏体构成的三相组织作为主体。由铁素体、贝氏体和岛状马氏体构成的三相组织作为主体是指，铁素体、贝氏体和岛状马氏体的面积百分率合计为90％以上的复相组织。余量是选自马氏体(除岛状马氏体之外)、珠光体、残余奥氏体等中的一种或两种以上的合计面积百分率为10％以下的组织。

此外，岛状马氏体的面积百分率设定为0.5～5.0％。由此，能够满足应变时效硬化处理前后的屈服比90％以下。岛状马氏体的面积百分率小于0.5％时，有时对于实现低屈服比化而言是不充分的。另外，岛状马氏体的面积百分率超过5.0％时，有时会使母材韧性和耐HIC特性劣化。岛状马氏体即使在涂覆处理时的加热温度(最高300℃)下也不会分解而是稳定的，因此，本发明中，即使在涂覆处理后也能够实现低屈服比。需要说明的是，在涂覆处理时的热处理中产生应变时效硬化现象，因此，通过实现应变时效处理前和应变时效处理后的低屈服比化，即使在焊接钢管制造中进行涂覆处理，也能够实现低屈服比化。需要说明的是，铁素体和贝氏体的面积百分率不需要特别限定，但从低屈服比化和耐HIC特性的观点出发，优选铁素体的面积百分率为10％以上、贝氏体的面积百分率为10％以上。

铁素体与贝氏体的硬度差以维氏硬度(HV)计设定为60以上。通过使硬度差为60以上，能够满足应变时效硬化处理前后的屈服比90％以下。在硬度差以HV计小于60的情况下，行为与铁素体或贝氏体的单相组织相比没有变化，屈服比变高，难以实现所期望的屈服比。另外，在硬度差以HV计大于180的情况下，有时使耐HIC特性劣化、并且使应变时效后的屈服比升高，因此，硬度差以HV计优选设定为180以下。更优选硬度差以HV计为150以下。

需要说明的是，各金属组织例如可以通过进行光学显微镜或扫描型电子显微镜观察并对所得到的至少3个视野以上的显微组织照片进行图像处理来求出组织的种类和各相的面积百分率。另外，对于MA(岛状马氏体)，例如在利用3％硝酸乙醇溶液(nital)进行腐蚀后，进行电解腐蚀并观察，能够容易地进行识别。MA可以通过进行扫描型电子显微镜观察并对所得到的至少3个视野以上的显微组织照片进行图像处理来求出面积百分率。

另外，硬度设定为利用维氏硬度计测定的值，为了在各相的内部得到最适尺寸的压痕，可以选择任意的载荷。优选利用相同的载荷对铁素体和贝氏体进行硬度测定。另外，考虑到由显微组织的局部成分或测定误差导致的偏差，优选对各相在至少15点以上的不同位置进行硬度测定，并使用各相的平均硬度作为铁素体和贝氏体的硬度。使用平均硬度时的硬度差采用铁素体的硬度的平均值与贝氏体的硬度的平均值之差的绝对值。

3.应变时效处理前后的拉伸特性

在300℃以下的温度的应变时效处理前和应变时效处理后，均匀伸长率分别为9％以上且屈服比分别为90％以下

对于应用于地震地带的管线管用钢材，要求具有高变形能力，以使其即使在受到地基变动这样的较大变形的情况下也不会发生断裂。进一步还需要即使在用于防腐蚀的涂覆中在最高加热至300℃的应变时效处理后也维持高变形能力。在300℃以下的温度的应变时效处理前和应变时效处理后的均匀伸长率分别为9％以上且屈服比分别为90％以下的情况下，能够得到充分的高变形能力，无需担心因地震等的较大变形而导致断裂。因此，本发明的钢材中，将300℃以下的温度的应变时效处理前和应变时效处理后的均匀伸长率分别设定为9％以上、屈服比分别设定为90％以下。从高变形能力的观点出发，优选该300℃以下的温度的应变时效处理前和应变时效处理后的均匀伸长率分别为10％以上且屈服比分别为88％以下。

4.制造条件

接着，对本发明的高变形能力管线管用钢材的制造方法进行说明。作为本发明的高变形能力管线管用钢材的制造方法，使用具有上述成分组成的钢原材，在加热温度：1000～1300℃、轧制结束温度：Ar₃点以上的条件下进行热轧后，以5℃/秒以上的冷却速度从(Ar₃-50)～(Ar₃+30)℃的冷却开始温度起加速冷却至450～650℃的冷却停止温度，然后立即以0.5℃/秒以上的升温速度再加热至550～750℃，由此能够形成所期望的金属组织。在此，温度设定为钢材的中央部温度。另外，Ar₃点利用下式进行计算。

Ar₃(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo

上述式中，元素符号表示各元素的含量(质量％)，在不含有的情况下，设定为0。

接着，对各制造条件的限定理由进行说明。

加热温度：1000～1300℃

加热温度低于1000℃时，碳化物的固溶不充分，无法得到所需的强度，超过1300℃时，母材韧性劣化。因此，将加热温度规定为1000～1300℃。

轧制结束温度：Ar₃点以上

轧制结束温度低于Ar₃点时，之后的铁素体相变速度降低，轧制所致的塑性应变残留在铁素体中，铁素体强度增高，铁素体与贝氏体的硬度差降低，因此，无法实现所期望的屈服比。因此，将轧制结束温度规定为Ar₃点以上。此外，优选使900℃以下的温度范围内的累积压下率为50％以上。通过使900℃以下的温度范围内的累积压下率为50％以上，能够使奥氏体晶粒微细化。

加速冷却的冷却开始温度：(Ar₃-50)～(Ar₃+30)℃

冷却开始温度为低于(Ar₃-50)℃的温度时，铁素体的面积百分率增加，母材强度劣化。此外，铁素体与贝氏体的硬度差增大，耐HIC特性劣化。因此，将冷却开始温度设定为(Ar₃-50)℃以上，优选为(Ar₃-30)℃以上。另外，冷却开始温度超过(Ar₃+30)℃时，铁素体的面积百分率减少，并且铁素体与贝氏体的硬度差降低，不足以实现低屈服比化。因此，将冷却开始温度设定为(Ar₃+30)℃以下，优选为(Ar₃+25)℃以下。

加速冷却的冷却速度：5℃/秒以上

冷却速度低于5℃/秒时，在冷却时生成珠光体，无法得到充分的强度、低屈服比，因此，将冷却速度规定为5℃/秒以上。冷却速度优选为8℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上。另外，冷却速度优选为100℃/秒以下，更优选为60℃/秒以下。

冷却停止温度：450～650℃

本发明中，加速冷却的冷却停止温度是重要的制造条件。本发明中，再加热后存在的富集了C的未相变奥氏体在之后的空冷时相变为MA(岛状马氏体)。即，需要在存在有贝氏体相变中途的未相变奥氏体的温度范围内停止冷却。冷却停止温度低于450℃时，贝氏体相变结束，因此，空冷时不生成MA(岛状马氏体)，无法实现低屈服比化。超过650℃时，C被冷却中析出的珠光体消耗而使MA(岛状马氏体)的生成受到抑制，MA量不足。因此，将加速冷却的冷却停止温度规定为450～650℃。冷却停止温度优选为515℃以上，更优选为530℃以上。另外，冷却停止温度优选为635℃以下，更优选为620℃以下。

本发明中，优选在加速冷却后立即进行再加热。这是因为，优选从存在未相变奥氏体的状态起进行再加热。从制造效率、削减热处理所需要的燃料成本的观点出发，“立即”优选为冷却停止之后120秒以内。

加速冷却停止后立即以0.5℃/秒以上的升温速度再加热至550～750℃的温度

该工艺也是本发明中重要的制造条件。通过再加热时从未相变奥氏体起的铁素体相变以及与之伴随的C向未相变奥氏体的排出，在再加热后的空冷时富集了C的未相变奥氏体相变为MA(岛状马氏体)。为了得到这样的MA(岛状马氏体)，需要在加速冷却后从Bf点以上的温度起再加热至550～750℃的温度范围。升温速度小于0.5℃/秒时，需要长时间才能达到目标再加热温度，因此制造效率变差，另外，产生珠光体相变，因此无法得到MA(岛状马氏体)，无法得到充分的低屈服比。

再加热的温度低于550℃时，无法充分产生铁素体相变，C向未相变奥氏体的排出变得不充分，无法生成MA，从而无法实现低屈服比化。再加热温度超过750℃时，由于贝氏体的软化而使铁素体与贝氏体的硬度差以HV计小于60，无法实现低屈服比。因此，将再加热的温度范围规定为550～750℃。需要说明的是，为了可靠地产生铁素体相变并使C在未相变奥氏体中富集，优选在再加热时从再加热开始温度起升温50℃以上。再加热后的冷却速度基本上优选设定为空冷。

通过以上的制造工艺，能够得到300℃以下的温度的应变时效处理前后的均匀伸长率为9％以上且屈服比为90％以下的耐应变时效特性和耐HIC性优良的高变形能力管线管用钢材。本发明中，即使经历通常的钢管涂覆工序中的300℃以下的温度的热历程，也能够抑制由应变时效导致的屈服比的升高和均匀伸长率的降低，能够确保均匀伸长率9％以上和屈服比90％以下。需要说明的是，在涂覆处理时的热处理中，会产生应变时效硬化现象，因此，通过实现应变时效处理前和应变时效处理后的低屈服比化，即使在焊接钢管制造中进行涂覆处理，也能够实现低屈服比化。

5.焊接钢管的制造方法

进一步对焊接钢管的制造方法进行说明。

本发明使用上述钢材而制成钢管。作为钢管的成形方法，可以列举利用UOE工艺、压弯(也称为弯压)等冷成形而成形为钢管形状的方法。

在UOE工艺中，对作为原材的厚钢板的宽度方向端部实施坡口加工后，使用压机进行钢板的宽度方向端部的端部弯曲，接着，使用压机将钢板成形为U字型、然后成形为O字型，由此，以使钢板的宽度方向端部彼此相向的方式将钢板成形为圆筒形状。接着，将钢板的相向的宽度方向端部对接并焊接。将该焊接称为缝焊。该缝焊中，优选具有约束圆筒形状的钢板并将相向的钢板的宽度方向端部彼此对接并进行定位焊的定位焊工序和利用埋弧焊法对钢板的对接部的内外表面实施焊接的主焊接工序这两个阶段的工序的方法。在进行缝焊后，为了除去焊接残留应力并提高钢管真圆度，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)实施。从真圆度改善效果与扩管装置所要求的能力的平衡的观点出发，优选扩管率为0.5％～1.2％的范围。然后，为了防腐蚀，可以实施涂覆处理。作为涂覆处理，对外表面加热至例如200～300℃的温度范围后涂布例如公知的树脂即可。

在压弯的情况下，通过对钢板反复进行三点弯曲而逐步成形，制造具有大致为圆形的断面形状的钢管。然后，与上述的UOE工艺同样地实施缝焊。在压弯的情况下，在缝焊后，也可以实施扩管，另外，也可以实施涂覆。

实施例1

将表1所示的成分组成(余量为Fe和不可避免的杂质)的钢(钢种A～K)在表2所示的条件下制成板厚为30mm、33mm的钢材。关于再加热，使用感应加热炉或气体燃烧炉来进行。需要说明的是，加热温度、轧制结束温度、冷却停止(结束)温度和再加热温度等温度设定为钢板的中央部温度。中央部温度通过在板坯或钢板的中央部插入热电偶来直接测定，或者使用板厚、热导率等参数由板坯或钢板的表面温度算出。另外，冷却速度为热轧结束后冷却至冷却停止(结束)温度为止所需要的温度差除以进行该冷却所需要的时间而得到的平均冷却速度。另外，再加热速度(升温速度)为冷却后再加热至再加热温度为止所需要的温度差除以再加热所需要的时间而得到的平均升温速度。

[表2]

※下划线表示在本发明的范围外。

对于如上制造的钢材，进行组织观察，并且测定拉伸特性、硬度差、耐HIC特性。评价方法如下所述。

(1)组织观察

从所得到的厚钢板裁取组织观察用试验片，对L方向断面进行研磨，进行硝酸乙醇溶液腐蚀，对于距板厚中央位置±2mm的区域即板厚中央部，使用光学显微镜(倍率：400倍)或扫描型电子显微镜(倍率：2000倍)，观察各3个视野以上的显微组织并进行拍摄，通过图像分析求出组织的种类和各相的面积百分率。

(2)拉伸特性

关于应变时效处理前的拉伸强度，裁取2条轧制垂直方向的JIS Z 2201中规定的4号试验片，进行拉伸试验，用其平均值进行评价。将拉伸强度517MPa以上(API 5L X60以上)作为本发明所需要的强度。关于屈服比、均匀伸长率，裁取2条轧制方向的JIS Z 2201中规定的4号试验片，进行拉伸试验，用其平均值进行评价。将屈服比90％以下、均匀伸长率9％以上作为本发明所需要的屈服比。

另外，关于应变时效处理后的拉伸强度，裁取2条轧制方向的JIS Z 2201中规定的4号试验片，施加2.0％的拉伸应变后，在250℃下保持5分钟，进行应变时效处理后，实施拉伸试验，用其平均值进行评价。需要说明的是，应变时效处理后的评价基准利用与上述应变时效处理前的评价基准相同的基准进行判定。

(3)硬度差

从所得到的厚钢板裁取硬度测定用试验片，利用测定载荷为5g的维氏硬度计测定铁素体和贝氏体的硬度，使用10点以上的测定结果的平均值，求出铁素体与贝氏体的硬度差。

(4)耐HIC特性

关于耐HIC特性，以在用100％硫化氢饱和的pH约5.0的含有5％NaCl的1mol/l乙酸缓冲溶液中浸渍96小时的条件进行HIC试验，将未观察到开裂的情况判断为耐HIC特性良好，用○记号表示，将发生了开裂的情况用×记号表示。

将测定结果示于表3。需要说明的是，金属组织中，除了特别标记的情况(No.11的铁素体的面积百分率：2％)之外，铁素体的面积百分率均为10％以上，贝氏体的面积率也均为10％以上。

表3中，作为本发明例的No.1～7中，化学成分和制造方法均在本发明的范围内，在施加2.0％的拉伸应变并在250℃下进行5分钟应变时效处理的前后，均达到拉伸强度517MPa以上的高强度、屈服比90％以下、均匀伸长率9％以上，具有低屈服比、高均匀伸长率，并且显示出优良的耐HIC特性。

另外，钢材的组织由铁素体、贝氏体和岛状马氏体构成，岛状马氏体的面积百分率为0.5～5％，铁素体与贝氏体的硬度差以维氏硬度计为60以上。

另一方面，作为比较例的No.8～13中，虽然化学成分在本发明的范围内，但制造方法在本发明的范围外，因此，组织、强度、应变时效处理前后中任一情况的屈服比、均匀伸长率中的任一项不充分。No.14～18中，化学成分在本发明的范围外或者制造方法在本发明的范围外，因此，无法得到充分的强度、或者屈服比高、或者均匀伸长率低、或者在HIC试验中发生了开裂。