專利名稱：：管線用無縫鋼管及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及具有優良的強度、韌性、耐腐蝕性、焊接性的管線用無縫鋼管及其制造方法。本發明的無縫鋼管，是不僅具有良好的韌性和耐腐蝕性，而且具有API(美國石油協會)規格規定的X80級以上(屈服強度551MPa以上)的強度的管線用高強度、高韌性、厚壁的無縫鋼管，特別適用于海底出油管道或立管。
背景技術：
：近年來，由于位于陸地和水深約500的淺海區域的油田的石油、天然氣資源逐漸枯竭，導致海面下10003000米的深海海底油田的開發日益活躍。在深海油田中，需要用被稱為出油管道和立管的鋼管，將原油和天然氣從設在海底的油井、天然氣井的坑口輸送到海面上的平臺。在構成鋪設在深海中的出油管道或立管的鋼管內部，除了深的地層壓之外，還要承受高壓的內部流體壓，另外，停止作業時還有受到深海海水壓的影響。構成立管的鋼管，還要承受波浪導致的反復應變的影響。這里所謂的出油管道是指沿著地上或海底面的地勢鋪設的輸送用鋼管，立管是指從海底面立起通到海上的平臺為止的輸送用鋼管。用于深海油田時，這些鋼管的厚度通常需要達到30mm以上，實際上一般使用的是40~50mm的厚壁管。由此也可以看出它們是用于嚴酷條件下的構件。圖l是表示立管及出油管道在海中的配置例的模式說明圖。圖中，設在海底IO的坑口12和設在垂直上方的海面13上的平臺14之間，通過頂部張力立管連接在一起。另一方面，從未圖示的位于遠方的坑口到平臺14的附近為止延設有出油管道18，該出油管道18與坑口連接，被設置在海底上，通過在平臺附近立起的鋼懸鏈線立管20，將該出油管道18的端部和平臺14連接在一起。這些立管及出油管道的使用環境是嚴酷的，例如溫度通常達到177°C以上，內壓達到1400個大氣壓以上。因此，用于立管和出油管道的鋼管必須能夠承受這樣嚴酷的使用環境。而且，對于立管來說，由于受到波浪的彎曲壓力，因此還必須承受這些來自外部的影響。因此，優選采用高強度、高韌性的鋼管用于立管和出油管道。另外，為了確保高可靠性，不能釆用焊接鋼管，而應采用無縫鋼管。在焊接鋼管的領域中，已經公開有制造強度超過X80級的鋼管的技術。例如在特許文獻l(特開平9-41074號公報)中，公開有超過API規格的X100級(屈服強度689MPa以上)的鋼材。制造焊接鋼管時，首先制成鋼板，將鋼板巻起后進行焊接而制成鋼管。在制造鋼板的階段，為了向鋼板付與強度、韌性等主要性能，在軋制鋼板時一直采用通過施以熱處理加工，對鋼板的微觀組織進行控制的方法。在特許文獻l中，也采用了在對鋼板進行熱軋時施以熱處理加工，對其微觀組織進行控制，使該微觀組織含有加工鐵素體的方法，通過該方法，可以確保焊接后的鋼管的性能。因此，特許文獻l所公開的技術，僅可以在容易通過控制軋制進行熱處理加工的鋼板的軋制工藝中進行，雖然適用于焊接鋼管，但并不適用于無縫鋼管。僅從無縫#-來看，近年來逐步開發出X80級的無縫鋼管。由于開發出的用于焊接鋼管的利用熱處理加工的上述技術，難以適用于無縫鋼管，因此基本上需要通過造管后的熱處理確保無縫鋼管的性能。例如在特許文獻2(特開2001-288532號公報)中，公開了制造X80級(屈服強度55lMPa以上)的無縫鋼管的技術。但是，如特許文獻2的實施例所述，該技術僅局限于本質上淬火性良好且薄壁(壁厚ll.lmm)的無縫鋼管。因此，即使采用這里公開的技術制造實際用作立管和出油管道的厚壁(壁厚4050mm左右)的無縫鋼管時，在這種厚壁鋼管中，特別是中心部在淬火時的冷卻速度變慢，會出現不能確保充分的強度和韌性的問題。
發明內容本發明的目的在于解決上述問題，具體地說，其目的在于提供一種壁厚特別大的無縫鋼管，即具有高強度和穩定的韌性以及良好的耐腐蝕性的出油管道用無縫鋼管及其制造方法。本發明的發明恩怨，對能夠支配厚壁的高強度無縫鋼管的因子進行了解析。結果獲得下述(1)~(6)所列的新的見解，從而發現能夠制造出X80級以上的高強度的、具有高韌性的、耐腐蝕性良好的管線用無縫鋼管的制造方法。(1)在最后進行淬火和回火的厚壁鋼管中，是構成的貝氏體的亞組織。處于貝氏體條、塊、束容易粗大化的狀況。首先，因為壁厚，淬火時冷卻速度遲緩，從奧氏體到貝氏體的相變緩慢進行，貝氏體條粗大化。在接下來的回火時，在舊Y晶界、貝氏體條、塊、束的晶界滲碳體沿晶界粗大地析出。粗大的滲碳體其自身或滲碳體和母相的截面脆弱，因此容易成為龜裂的傳播路徑，難以得到良好的韌性。滲碳體越粗大韌性越低，特別是在擺錘吸收能量中產生不均。這是因為當擺錘試驗片的沖口附近存在粗大滲碳體時，會產生以粗大滲碳體為起點的脆性裂紋，導致脆性斷面傳播。因此，需要將滲碳體的長度設為20um以下，以獲得高韌性化，特別是擺錘吸收能量的穩定化。(2)滲碳體在通過淬火從奧氏體單相的溫度區域進行貝氏體相變時，貝氏體條、塊、束成長，并且，C擴散在未相變的Y相濃化，其部位在淬火后的室溫中，作為島狀馬氏體(以下為MA:Martensite—AusteniteConstutuent)殘留，該MA通過回火分解生成滲碳體。另外，也有淬火時的貝氏體相變當中C擴散滲碳體直接粗大地析出的情況。因此，為了使滲碳體微細化，需要將淬火時生成的MA及滲碳體微細化。(3)為了抑制淬火時生成MA，使回火后的滲碳體微細化，重要的是降低C含量，且使淬火時從奧氏體相向貝氏體組織相變的溫度區域低溫化。特別是在厚壁的無縫鋼管中，冷卻速度存在界限，因此需要在更寬的冷卻速度范圍內(例如，800500'C間的平均冷卻速度為110(TC/秒的范圍)使相變溫度為60(TC以下。為了使相變溫度低溫化，對鋼的化學組成進行選定，使公式(1)所示的Pcm達到0.185以上。Pcm二[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cr]+[Cu])/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]…(1)式中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Cu]、[Mo]、[V]、[B]是分別用質量。/。表示C、Si、Mn、Cr、Cu、Mo、V、B的含量的數字。不含公式中的合金元素的情況下，在該合金元素的項中代入0。(4)為了使厚壁的無縫鋼管實現高強度化，需要提高Mo的含量，因為Mo元素可以有效提高回火軟化阻抗。(5)除了引起MA的粗大化的滲碳體的粗大化之外，還需要除去其他的導致韌性下降的因子。在如上所述提高了Mo含量的鋼中，即使減少C含量，當添加B時，淬火時B在界面析出。其結果是，回火時由M23(C，B)6(M表示合金元素，主要包括Fe、Cr、Mo)的形式表示的碳硼化物，沿著作為亞組織的舊Y晶界粗大析出，這可以認為是導致韌性不均的要因。因此，需要盡量減少B的含量。(6)提高Mn含量有利于提高淬火性，但這樣會導致使韌性下降的MnS容易析出，因此必須添加Ca，通過CaS對S進行固定。在迄今為止沒有實現的本發明的高強度無縫鋼管中，鋼的化學組成中的必須元素為C、Si、Mn、Al、Mo、Ca以及N，同時限制不可避免地含有的雜質P、S、O、B的含量的范圍，根據需要，可以以特定范圍內的量添加Cr、Ti、Ni、V、Nb、Cu。基于上述見解的本發明，具有下述的化學組成，其中，以質量％計含有C:0.020.08%、Si:0.5%以下、Mn:1.5~3.0%、Al:0,00卜0.10%、Mo:0.4%~1.2%但不含0.4%、N:0.002~0.015%、Ca:0.0002~0.007%、Cr:01.0%、Ti:00.03%、Ni:0~2.0%、Nb:0~0.03%、V:0~0.2%、Cu:01.5。/。，余量由Fe及雜質構成，雜質中的P為0.03。/。以下、S為0.005%以下、0為0.005%以下、B低于0.0005%，并且，通過下式(1)算出的Pcm值為0.185以上、0.250以下，并且，具有以貝氏體為主體的金屬組織，具有滲碳體的長度為20um以下的金屬組織，Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cr]+[Cu])/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]".(l)式中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Cu]、[Mo]、[V]、[B]是分別以質量。/。計表示C、Si、Mn、Cr、Cu、Mo、V、B的含量的數字。所述化學組成，還可以含有從1.0%以下的&、0.03%以下的11、2.0%以下的Ni、0.03%以下的Nb、0.2%以下的V以及1.5%以下的Cu的組群中選出的一種或二種以上的元素。本發明還涉及管線用無縫鋼管的制造方法。在第一種方式中，本發明的方法包括對具有上述化學組成的鋼片進行加熱，通過開始溫度為12501100°C，結束溫度為900。C以上的熱軋制管制成無縫鋼管，對制成的鋼管先冷卻后，在90(TC以上、IOOO'C以下的溫度下進行再加熱均熱，在厚壁中央部從80(TC到50(TC之間的平均冷卻速度為1°C/S以上的條件下，進行淬火處理，然后在50(TC低于Ac,相變點的溫度進行回火處理。在其他的方式中，本發明的方法包括對具有上述化學組成的鋼片進行加熱，通過開始溫度為1250~1100°C，結束溫度為卯(TC以上的熱軋制管制成無縫鋼管，對制成的鋼管直接在90(TC以上、IOO(TC以下的溫度進行再加熱均熱，在厚壁中央部從80(TC到50(TC之間的平均冷卻速度為1r/s以上的條件下，進行淬火處理，然后在50(TC低于Ac,相變點的溫度進行回火處理。根據本發明，通過對無縫鋼管的化學組成及其金屬組織進行如上所述的規定，特別是在厚度為30mm以上的厚壁無縫鋼管中，僅通過淬火、回火的熱處理，就可以制成具有X80級(屈服強度551MPa以上)的高強度的、且具有優良的韌性和耐腐蝕性的管線用無縫鋼管。這里所謂使用的"管線"，是指用于輸送原油、天然氣等流體的管狀構造物，不僅可以在陸地上使用，也可以在海上、海中使用。本發明的無縫鋼管，特別適用于所述的出油管道、立管等可以在海上、海中使用的管線，但其用途并不限定于此。對本發明的無縫鋼管的形狀、尺寸并不作特殊的限定，但由于無縫鋼管的制造工序的限制，一般情況下，無縫鋼管的最大外徑為500mm左右，最小為150mm左右。尤其是壁厚為30mm以上的無縫鋼管，能夠充分發揮這種鋼管的效果，但并不局限于此。本發明的無縫鋼管，尤其可以用作海底出油管道，在條件更為嚴酷的深海中進行鋪設。因此，本發明會對能源的穩定供給做出很大的貢獻。將本發明的無縫鋼管用于立管和鋪設在深海的出油管道時，優選將其壁厚設為30mm以上。對壁厚的上限并不作特殊限定，但通常為60mm以下。圖1是表示立管及出油管道在海中的配置例的模式說明圖。圖2是表示在貝氏體的亞組織的界面析出的粗大滲碳體的TEM照片。圖3是表示Pcm和通過加工熱模擬(7才一77夕一)試驗獲得的貝氏體相變點的關系圖。圖4是表示加工熱模擬試驗后的試驗片的LePem腐蝕后的微觀組織的照片。具體實施例方式本發明的發明人員，對在厚壁且高強度的無縫鋼管中提高其韌性的方法進行研究，進行了實驗室試驗。其結果發現，鋼管的主要金屬組織為貝氏體，在構成貝氏體的亞組織的貝氏體條、塊、束的界面上，滲碳體以單體粗大析出，或者微小時作為集合體以粗大的形式析出(包含這兩種形態，以下稱為粗大滲碳體)，導致厚壁無縫鋼管的韌性劣化，特別是導致出現韌性不均。圖2表示在從進行淬火和其后的回火后的鋼材上采取的復制膜上，析出到貝氏體的界面上的粗大滲碳體的TEM照片。這種粗大的滲碳體，是淬火生成的島狀馬氏體(MA)經回火后分解成滲碳體而生成的。另外，也存在在淬火時貝氏體相變中C擴散滲碳體直接粗大析出的情況。進行從奧氏體的淬火時，貝氏體相變從高溫開始，如果C的擴散變得容易，則MA會出現粗大化，滲碳體變得粗大。另一方面，如果貝氏體相變的開始溫度低，則C擴散受到抑制，MA和滲碳體細化，其量也減少。因此，對貝氏體相變開始溫度和鋼成分的關系進行調査，對于使式(1)所示的Pcm變化的鋼，通過加工熱模擬試驗機對熱膨脹進行了測定。試驗條件為將Y化溫度設為1050°C，將從800'C到500'C之間的平均冷卻速度設為10'C/s，冷卻到室溫。圖3所示為實驗結果。可知貝氏體相變開始溫度大概可以通過下式規定的Pcm進行整理，隨著Pcm的增加逐漸低溫化。Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cr〗+[Cu])/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]...(1)(公式中的各個記號的含義如上所述)可知尤其是Pcm》0.185的鋼種的全部，貝氏體相變溫度都為600。C以下。圖4所示為對圖3中用A、B表示的鋼的試驗后的試驗片進行研磨，通過LePera腐蝕出現MA的組織照片。圖4中呈白色針狀或粒狀的為MA。在貝氏體相變開始溫度高于60(TC的鋼A中，可以觀察到粗大的MA。另一方面，在貝氏體相變開始溫度為600'C以下的鋼B中，沒有觀察到粗大的MA。從以上的結果可知，Pcm為0.185以上時，即使淬火時從800。C到500'C之間的平均冷卻速度小，為10'C/s左右，貝氏體相變開始點也為60(TC以下，MA變得微細。關于制造工藝，重要的是從奧氏體單相的溫度區域開始對鋼管實施冷卻速度大的淬火。這是因為通過縮短淬火時的貝氏體相變時的時間，可以獲得抑制C擴散，降低MA的效果。鋼管的厚壁中央部從80(TC降溫到500"C之間的平均降溫速度優選為1°C/S以上，更優選為1(TC/s以上，最優選為20。C/s以上。接著淬火進行回火時，使滲碳體均勻析出對提高韌性很重要。因此，在55(TC以上、ACl轉變點以下的溫度范圍內進行回火，優選在該溫度區域內的均熱時間為5~60分鐘。回火溫度的優選下限為600°C，優選上限為650。C。〈鋼的化學組成〉對本發明的管線用無縫鋼管的化學組成進行上述規定的理由如下所述。此外，表示各元素的含量的％的含義是質量％。C:0.02~0.080/oc是確保鋼的強度的重要元素。為了提高鋼的淬火性，使厚壁材料具有足夠的強度，將C含量設為0.02。/。以上。另一方面，其含量超過0.08%時，會導致鋼的韌性下降。因此將C含量設為0.020.08%。從確保厚壁材料的強度的觀點來看，優選C含量的下限為0.03%，更優的下限為0.04%。C含量的更優的上限為0.06%。Si:0.5%以下由于在制鋼中，Si具有脫氧劑的作用，因此需要添加，但其含量越少越好。原因在于通過圓周焊接對管線進行連接時，Si會導致焊接熱影響部的鋼的韌性大幅下降。Si含量超過0.5%時，大熱輸入焊接時的熱影響部的韌性顯著下降，因此需要將作為脫氧劑添加的Si量設為0.5%以下。優選Si含量為0.3M以下，更優選為0.15%以下。Mn:1.53.0%為了提高鋼的淬火性，即使是厚壁材料也能夠對其中心為止進行強化，同時提高韌性，需要添加多量的Mn。當Mn含量低于1.5y。時，不能獲得這些效果，超過3.0%時，耐HIC(耐氫致裂紋)特性下降，因此將其含量設為1，53.0%。Mn含量的優選下限為1.8%,較優選為2.0%，更優選為2.1%。Al:0.001~0.10%在制鋼中將Al作為脫氧劑進行添加。為了獲得脫氧劑的效果，添加Al使其含量達到0.001%以上。另一方面，Al含量超過0.10。/。時，鋼中的夾雜物變為團簇狀，使鋼的韌性劣化，另外還會導致對管端的斜面進行加工時，產生很多表面缺陷。因此將Ai含量設為o.ooio.ioy。。從防止表面缺陷的觀點來看，最好進一步限制A1含量的上限，優選上限為0.05%，更優選的上限為0.03%。為了充分進行脫氧并提高韌性，優選A1含量的下限為0.010%。本發明的A1含量是指酸可溶A1(即所謂的"sol.Al")。Mo:0.4%~1.2%但不含0.4%。即使在冷卻速度特別慢的條件下，Mo也具有提高鋼的淬火性的效果，即使是厚壁材，也可以對鋼的中心部為止進行強化，同時通過提高鋼的回火軟化阻抗，使高溫回火成為可能，從提高韌性這一點來看，Mo為本發明中的重要元素。為了獲得這些效果，Mo含量需要大于0.4%。Mo含量的優選下限為0.5%，更優選的下限為0.6%。但是，由于Mo價格昂貴，并且含量達到1.2%左右時其效果達到飽和，因此將Mo含量的上限設為1.2%。N:0.002%0.015%為了提高鋼的淬火性，使厚壁材也獲得足夠的強度，將N含量設為0.002%以上。另一方面，由于N含量超過0.015。/。時，會導致鋼的韌性下降，因此將N含量設為0.002~0.015%。Ca:0麓0.007%為了以球狀的CaS的形式對雜質S進行固定，改善鋼的韌性、耐腐蝕性，以及抑制澆注時的噴嘴堵塞，改善澆注特性，而添加Ca元素。為了獲得這些效果，使鋼中含有0.0002%以上的Ca。另一方面，Ca含量超過0.007%時，上述效果達到飽和，不僅不能發揮出更好的效果，反而會使夾雜物變得容易團簇化，導致鋼的韌性、耐HIC特性下降。因此，將Ca含量設為0.0002%~0.007%，優選為0.0002%0.005%。本發明的管線用無縫鋼管，含有上述成分，余量由Fe和雜質構成。但，如下所述，對雜質中的P、S、O的各個元素的含量的上限進行控制。P:0.03%以下p是使鋼的韌性下降的雜質元素，優選盡可能地減少其含量。當其含量超過0.03%時，鋼的韌性顯著下降，因此將P的容許上限設為0.03。/。。優選P含量為0.02%以下，更優選為0.01%以下。S:0.005%以下s也是使鋼的韌性下降的雜質元素，優選盡可能地減少其含量。當其含量超過0.005M時，鋼的韌性顯著下降，因此將S的容許上限設為0.005%。優選P含量為0.003%以下，更優選為0.001%以下。O(氧)0.005%以下o也是使鋼的韌性下降的雜質元素，優選盡可能地減少其含量。當其含量超過0.005%時，鋼的韌性顯著下降，因此將O的容許上限設為0.005°/。。優選O含量為0.003%以下，更優選為0.002%以下。B(雜質)低于0.0005%淬火時B會偏析到奧氏體晶界上，顯著提高淬火性，但在回火時會使M23CB6型的碳硼化物析出，導致韌性不均。因此，最好盡量減少B含量。當B含量達到0.0005。/。以上時，會產生所述碳硼化物的粗大析出，因此將其含量設為低于0.0005%。優選B含量為低于0.0003°/。。0.185《Pcm《0.250除了對上述各種元素的含量進行規定外，還需要對鋼的化學組成進行調整，使用式(1)表示的Pcm的值達到0.185以上、0.250以下。Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cr]+[Cu])/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B〗…(1)公式中，[C〗、[Si]、[n]、[Cr]、[Cu]、[Mo]、[V]、[B]是分別用質量。/。表示C、Si、Mn、Cr、Cu、Mo、V、B的含量的數字。鋼不包含公式中的合金元素的情況下，在該合金元素的項中代入O。如前所述，當Pcm的值變為0.185以上時，貝氏體相變溫度低溫化，變為60(TC以下，即使在厚壁的無縫鋼管中，也可以防止淬火和回火后析出粗大的滲碳體，能夠獲得良好的韌性。另一方面，Pcm超過0.250時，強度變的過高，反而會導致韌性下降，并使對管線進行圓周焊接時的焊接性下降。因此，使代入到Pcm公式中的各元素的含量滿足Pcm值為0.185以上、0.250以下。Pcm越高，即使在高強度下也能夠獲得穩定的韌性，因此Pcm的優選下限值為0.210，更優的下限值為0.230。通過在本發明的管線用無縫鋼管的上述的成分組成中，根據需要添加從以下選出的一種或二種以上的元素，可以獲得更高的強度、韌性及/或耐腐蝕性。Cr:1.0%以下也可以不添加Cr，但為了提高鋼的淬火性，以及厚壁材中的鋼的強度，可以添加Cr。當Cr含量過剩時，反而會降低鋼的韌性，因此添加Cr時，將其含量設為1.0%以下。對其含量的下限并不作特殊限定，但使Cr含量達到0.02%以上時，其效果特別顯著。添加Cr時，其含量的優選下限為0.1%,更優的下限為0.2%。Ti:0.03%以下也可以不添加Ti，但為了發揮其在連續鑄造時防止表面缺陷的作用，以及使鋼高強度化、晶粒微細化的作用，可以添加Ti。當Ti含量超過0.03%時，韌性會下降，因此將其上限設為0.03%。對Ti含量的下限并不作特殊限定，但為了獲得上述效果，優選將其含量設為0.003%以上。Ni:2.0%以下也可以不添加Ni，但為了提高鋼的淬火性，提高厚壁材中的鋼的強度,并且提高鋼的韌性，可以添加Ni。但，由于Ni價格昂貴，即使含量過剩時其效果也會飽和，因此添加Ni時將其含量的上限設為2.0%。對Ni含量的下限并不作特殊限定，但當其含量為0.02%以上時，可以獲得特別顯著的效果。Nb:0.03%以下也可以不添加Nb，為了獲得使鋼高強度化和晶粒微細化的效果，可以添加Nb。當則含量超過0.03%時，韌性下降，因此添加Nb時將其上限設為0.03%。對Nb含量的下限并不作特殊限定，為了獲得上述效果，優選添加0.003%以上的Nb。V:0.2%以下V元素的含量由強度和韌性的平衡決定。當通過添加其他的合金元素能夠獲得足夠的強度時，不添加V可以獲得良好的韌性。將V作為提高強度的元素添加時，優選將其含量設為0.003%以上。另一方面，由于V含量超過0.2%時，鋼的韌性大幅下降，因此添加時將V含量的上限設為0.2%。Cu:1.5%以下也可以不添加Cu,但Cu具有改善鋼的耐HIC特性的作用，因此，為了提高耐HIC特性，也可以添加Cu。出現改善耐HIC特性的效果時的最少的Cu含量為0.02。/。。另一方面，即使添加超過1.5。/。的Cu，其效果會出現飽和，因此添加時可以將Cu含量設為0.02~1.5%。〈金屬組織〉如上所述對鋼的化學組成進行調整后，為了提高強度和韌性的平衡，需要再將貝氏體作為金屬組織的主體，并使滲碳體的長度達到20um以下。為了獲得高強度，將金屬組織設為以貝氏體為主體的組織。在構成貝氏體的亞組織即條、塊、束、舊y晶界的界面上，析出有滲碳體。該滲碳體或者是淬火時生成的島狀馬氏體(MA)經回火后分解成滲碳體而生成的，或者是淬火時貝氏體相變中C產生擴散滲碳體直接析出，在其后的回火時生成的。該滲碳體沿著界面成長變長時，有可能成為龜裂的起點，或者促進龜裂的擴展，從而導致韌性出現不均。但是，在管線用無縫鋼管的情況下，如果上述的滲碳體的長度在20pm以下的話，可以防止因滲碳體引起的龜裂發生和因龜裂擴展導致的韌性下降。滲碳體的長度優選為10ym以下，更優選為5um以下。從鋼片采取5張復制膜，通過TEM以3000倍的倍率對各個復制膜進行2個視野的攝影，對攝影的合計10個視野中的最長的滲碳體的長度進行測定，求出它們的平均值。在TEM觀察中，貝氏體條、塊、束、舊y晶界的界面的部位呈筋狀，注意這些部位的話，容易發現粗大的滲碳體。通過回火時的熱處理，在一定程度上可以分割滲碳體，但由于列狀地在界面排列，因此當這些滲碳體之間的間隔為O.lum以下時，可以將它們看作滲碳體的集合體，將集合體的長度作為滲碳體的長度進行測定。〈制造方法〉對本發明的管線用無縫鋼管的制造方法并不作特殊的限定，可以采用慣用的制造方法。本發明的無縫鋼管，優選通過熱軋加工制成無縫鋼管，使其壁厚達到30mm以上，通過對制成的無縫鋼管進行淬火及回火處理制成。以下對本發明的優選制造條件進行說明。無縫鋼管的制管將經調整后具有上述化學組成的熔鋼，例如通過連續鑄造法制成截面呈圓形的鑄片，將該鑄片原樣作為軋制原材(鋼坯)使用，或者制成截面呈多邊形的鑄片，其后通過軋制制成截面呈圓形的鋼坯。對得到的鋼坯進行包括熱穿孔、延伸及定徑軋制的制管軋制，制成無縫鋼管。制管軋制可以采用與通常的無縫鋼管的制造方法相同的方法。但為了通過對夾雜物進行形態控制而確保其后的熱處理時的淬火性，優選在熱穿孔時的加熱溫度(即，熱軋制管的開始溫度)為1100125(TC的范圍內，在軋制結束溫度為90(TC以上的條件下進行制管。熱軋制管的開始溫度過高時，軋制結束溫度也隨之變得過高，晶粒粗大化后導致制品的韌性下降。另一方面，軋制開始溫度過低時，向穿孔時的工具施加過重的負荷，導致工具壽命下降。軋制結束溫度過低時，加工中鐵素體析出，成為導致性能不均的要因。制管后的熱處理對通過熱軋制管制成的無縫鋼管，施加淬火及回火的熱處理。淬火的方法可以采用對通過制管獲得的高溫鋼管先進行冷卻，然后進行再加熱，其后進行驟冷，然后進行淬火的方法，和利用剛制管后的鋼管的熱量，在剛制管后立即進行淬火的方法。無論哪種情況，淬火均在90(TC以上、1000。C以下進行再加熱均熱后，在厚壁的中央部測得的從80(TC到50(TC之間的平均冷卻速度為l°C/s以上的條件下進行。其后的回火在50(TC低于Ac,轉變點的溫度下進行。在淬火前先對鋼管進行冷卻的情況，不規定冷卻結束溫度。將鋼管放置冷卻到室溫后，進行再加熱，然后進行淬火，或者冷卻到發生相變的500匸左右后，進行再加熱，然后進行淬火，也可以在搬運到再加熱爐的過程中冷卻后，直接用再加熱爐進行加熱，然后進行淬火。制管后直接進行淬火時，也需要在90(TC以上、1000。C以下的溫度區域進行再加熱均熱。淬火時在從800'C到50(TC的溫度區域的平均冷卻速度慢于rc/s時，不能得到淬火產生的強度提高。在壁厚為30mm以上的厚壁鋼管的情況下，為了抑制在冷卻慢的厚壁中央部的C擴散，防止因粗大滲碳體析出導致的韌性下降，優選將上述平均冷卻速度設為10'C/s以上，更優選為2(TC/s以上。為了使滲碳體均勻析出而提高鋼的韌性，在55(TC以上、Ac,相變點以下的溫度范圍內進行回火。優選將該溫度范圍的均熱時間設為5~60分鐘。在本發明中，由于鋼的化學成分含有比較多的Mo，因此鋼的回火軟化阻抗高，可以進行高溫回火，能夠達到提高韌性的目的。為了發揮該效果，回火溫度的優選范圍是60(TC以上、65(TC以下。如此，根據本發明可以穩定地制造出即使厚壁也具有X80級以上的高強度和優良的韌性及耐腐蝕性的管線用無縫鋼管。這種無縫鋼管可以應用于深海的管線，即立管和出油管道，實用效果大。下面的實施例是本發明的效果的例證，但本發明并不受此實施例的任何限制。實施例1將具有表1所示化學組成的150kg的鋼(Ac，轉變點在700780。C的范圍內)在真空熔解爐中進行熔煉，進行鍛造，制成作為軋制原料的板厚100mm的塊材。將這些塊材在125CTC下通過1小時的均熱進行加熱，然后通過熱軋制成板厚40mm的鋼板。軋制結束溫度為IOO(TC。在制成的熱軋鋼板的表面溫度沒有下降到900°C以下時，將其裝入950x:的電爐中，在爐內進行10分鐘的再加熱、均熱處理后，通過水冷進行淬火。另外對水冷時的軋制材的板厚中央部的冷卻速度進行了測定，其結果發現在從80(TC到50(TC之間，平均冷卻速度為10°C/s。接著，將淬火后的鋼板均熱保持在表2所示的溫度30分鐘，然后通過徐冷進行淬火，制成供試材。在本例中，為了對多個鋼種進行調查，采用以與無縫鋼管的制造條件相同的熱軋加工條件及熱處理條件調制的鋼板作為供試材，對其機械性質及金屬組織進行了調查，但其調査結果與無縫鋼管的情況實質上相等。機械性質為了調查強度，采用從各供試鋼板的板厚中央部朝向軋制方向的T方向采取的JIS12號拉伸試驗片，進行拉伸試驗，測定了拉伸強度(TS)及屈服強度(YS)。拉伸試驗按照JISZ2241規格進行。采用從各供試鋼板的板厚中央部朝向軋制方向的T方向采取以JISZ2202的4號試驗片為基準的寬10mmX厚10mm、深2mm的V型缺口的10個試驗片，通過在-4(TC下進行的擺錘沖擊試驗測得的沖擊吸收能量的最小值，對韌性進行了評價。將強度YS為552MPa(X80級的下限的屈服應力)以上的評價為合格，將韌性在-4(TC下的沖擊吸收能量為100J以上的評價為合格。金屬組織從各供試鋼板的板厚中央部分別采取5張復制膜，通過TEM以3000倍的倍率，對各復制膜進行2個視野的攝影，對析出到視野內的界面上的滲碳體的最大長度進行了測定。此時的測定要領如上所述。將測得的合計10個滲碳體長度值的平均值定為滲碳體長度。表2中將各供試材的YS、TS;-40卩下擺錘試驗的吸收能量的最小值以及滲碳體長度的試驗結果與熱軋后的熱處理條件一并表示。[表1]<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>(注)下劃線部的數值表示本發明范圍外[表2]<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>鋼號為119的是滿足在本發明中規定的化學組成及制造條件的例子。在這些例子中，滲碳體微細，長度為20wm以下，可以獲得良好的韌性。另一方面，鋼號2025是比較例，其化學組成在本發明的規定范圍之外，因此韌性都低。更詳細地說，由于鋼號20的Pcm小于0.185,在界面析出的滲碳體粗大化，擺錘吸收能量產生顯著不均，因此其最小值顯著變小。由于鋼號21的Mn及Mo的含量低于規定范圍，因此韌性下降。鋼號22的B含量過多，導致M23(C,B)6型的碳硼化物粗大析出，擺錘吸收能量產生不均，因此其最小值變小。鋼號23的P含量過多，導致韌性下降。鋼號24中沒有添加Ca，因此MnS粗大析出，導致擺錘吸收能量產生不均。鋼號25的Al含量過少，導致產生粗大的氧化物類夾雜物，使擺錘吸收能量產生不均。實施例2本實施例，對通過實機制造無縫鋼管進行例示。用轉爐對表3所示化學組成的鋼進行熔煉，用連續鑄造機制成作為軋制原料的圓坯。在1250。C下對該圓坯進行1小時的均熱的加熱處理，釆用斜輥穿孔機制成中空管材。采用芯棒式無縫管軋機及定徑機(Sizer)進行精軋制，制成外徑219.4mm、壁厚40mm的無縫鋼管。該熱軋制管時的軋制結束溫度、軋制后的冷卻溫度以及再加熱溫度如表4所示。軋制完成后，在制成的熱軋鋼板的表面溫度沒有下降到90(TC以下時，將其裝入再加熱爐中，在90(TC溫度下進行均熱后，通過在厚壁中央部從80(TC到50(TC之間的平均冷卻速度為10°C/s的水冷進行淬火，之后從Acl相變點起，在低溫的60(TC均熱保持10分鐘后，通過徐冷，由此進行回火，制成試驗鋼管A。另外，在軋制完成后，對通過與上述同樣的熱軋制管方法制成的無縫鋼管進行空冷，使鋼管的表面溫度變為室溫為止。之后，將該鋼管裝入再加熱爐，在95(TC下進行均熱，然后通過在厚壁中央部從80(TC到50(rC之間的平均冷卻速度為3°C/s的水冷進行淬火，再者，在與上述同樣的條件下實施回火，制成試驗鋼管B。通過使冷卻水量變化，對淬火時的冷卻速度進行了調整。如下所述，對制成的試驗鋼管A、B的強度及韌性和滲碳體長度進行了調查。在表4中一并對熱軋制管后的熱處理條件和試驗結果表示。通過采用從試驗鋼管釆取的JIS12號拉伸試驗片，按照JISZ2241規格進行拉伸試驗，測出屈服強度(YS)，對強度進行了評價。關于韌性，以JISZ2202的4號試驗片為基準，采用從試驗鋼管的厚壁中央的長度方向采取的寬10mmX厚10mm、深2mm的V型缺口的10個試驗片，進行擺錘試驗，求出吸收能量的最小值，對韌性進行了評價。對于析出到界面的滲碳體的長度，在試驗鋼管的厚壁中央部采取復制膜，通過與實施例1同樣的方法進行測定。[表3]<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>0.218[表4]<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>從表4的結果可以明知，根據本發明，即使是厚壁鋼管，也可以制成具有API規格的X80級以上的高強度的、同時具有優良韌性的無縫鋼管。權利要求1.一種管線用無縫鋼管，其特征在于，具有下述的化學組成，其中，以質量％計含有C0.02～0.08％、Si0.5％以下、Mn1.5～3.0％、Al0.001～0.10％、Mo0.4％～1.2％但不含0.4％、N0.002～0.015％、Ca0.0002～0.007％、Cr0～1.0％、Ti0～0.03％、Ni0～2.0％、Nb0～0.03％、V0～0.2％、Cu0～1.5％，余量由Fe及雜質構成，雜質中的P為0.03％以下、S為0.005％以下、O為0.005％以下、B低于0.0005％，并且，通過下式(1)算出的Pcm值為0.185以上、0.250以下，并且，具有以貝氏體為主體的金屬組織，滲碳體的長度為20μm以下，Pcm＝[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cr]+[Cu])/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]...(1)式中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Cu]、[Mo]、[V]、[B]是分別以質量％計表示C、Si、Mn、Cr、Cu、Mo、V、B的含量的數字。2.根據權利要求1所述的管線用無縫鋼管，其特征在于，所述化學組成以質量。/。計含有從Cr:0.02~1.0%、Ti:0.003~0.030/o、Ni:0.02~2.0%、Nb:0扁~0.03%、V:0.003~0.2%以及Cu:0.02~1.5%中選出的一種或二種以上的元素。3.—種管線用無縫鋼管的制造方法，其特征在于，對具有權利要求l或2所述的化學組成的鋼片進行加熱，通過開始溫度為12501100'C、結束溫度為90(TC以上的熱軋制管制成無縫鋼管，對制成的鋼管在900'C以上、IOO(TC以下的溫度進行再加熱均熱，在厚壁中央部從80(TC到500°C之間的平均冷卻速度為1°C/S以上的條件下，進行淬火處理，然后在500t:低于Ac,相變點的溫度進行回火處理。4.根據權利要求3所述的方法，其特征在于，對通過熱軋制管制成的無縫鋼管先進行冷卻后再進行淬火處理。5.根據權利要求3所述的方法，其特征在于，對通過熱軋制管制成的無縫鋼管直接實施淬火處理。全文摘要一種即使是厚壁，也具有高強度，且韌性和耐腐蝕性良好的管線用無縫鋼管，其特征在于，具有下述的化學組成，其中，以質量％計含有C0.02～0.08％、Si0.5％以下、Mn1.5～3.0％、Al0.001～0.10％、Mo0.4％～1.2％但不含0.4％、N0.002～0.015％、Ca0.0002～0.007％，余量由Fe及雜質組成，雜質中的P為0.03％以下，S為0.005％以下，O為0.005％以下，B低于0.0005％，通過下式(1)算出的Pcm值為0.185以上、0.250以下，且具有以貝氏體為主體的金屬組織，具有滲碳體的長度為20μm以下的金屬組織。Pcm＝[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cr]+[Cu])/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]...(1)公式中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Cu]、[Mo]、[V]、[B]是分別用質量％表示C、Si、Mn、Cr、Cu、Mo、V、B的含量的數字。文檔編號C21D8/10GK101300369SQ200680038119公開日2008年11月5日申請日期2006年8月22日優先權日2005年8月22日發明者久宗信之,荒井勇次,近藤邦夫申請人:住友金屬工業株式會社