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具有优良的低温韧性的高强度厚壁 电阻焊 钢管及其制造方法

阅读：1012发布：2020-08-19

专利汇可以提供具有优良的低温韧性的高强度厚壁电阻焊钢管及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本发明的目的在于提供具有400MPa以上的屈服强度并且低温韧性和耐HIC性均优良的高强度厚壁电阻焊钢管。将钢原材加热至1200～1280℃的温度范围并保持后，实施使未再结晶温度范围内的轧制率为20％以上的热轧，在热轧结束后，以7～49℃/秒的冷却速度冷却至630℃以下的冷却停止温度，在400℃以上且低于600℃的温度下进行卷取，制成热轧钢带，对该热轧钢带进行辊轧成型、电阻焊而制成电阻焊钢管，进一步实施如下的热处理：对电阻焊焊接部进行加热使得壁厚整个厚度在800℃～1150℃的范围内，接着以7～49℃/秒的平均冷却速度冷却至630℃以下，所述钢原材以质量％计含有C：0.025～0.084％、Si：0.10～0.30％、Mn：0.70～1.80％，调节了P、S、Al、N、O含量，进一步含有Nb：0.001～0.065％、V：0.001～0.065％、Ti：0.001～0.033％、Ca：0.0001～0.0035％，并且Pcm满足0.20以下。由此，制成母材部和电阻焊焊接部的韧性和耐HIC性均优良的高强度厚壁电阻焊钢管。，下面是具有优良的低温韧性的高强度厚壁电阻焊钢管及其制造方法专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种耐HIC性优良的高强度厚壁电阻焊钢管，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计，含有C：0.025～0.084％、Si：0.10～0.30％、Mn：0.70～
1.80％、P：0.001～0.018％、S：0.0001～0.0029％、Al：0.01～0.10％、Nb：0.001～0.065％、V：0.001～0.065％、Ti：0.001～0.033％、Ca：0.0001～0.0035％、N：0.0050％以下、O：
0.0030％以下，并且由下述(1)式定义的Pcm满足0.20以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
而且，母材部和电阻焊焊接部均具有含有以面积率计为90％以上的粒径为10μm以下的准多边形铁素体的组织，并且屈服强度YS均为400MPa以上，均具有夏比冲击试验中-50℃下的吸收能vE-50为150J以上的高韧性，
Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…(1)
其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B为各元素的质量％含量。
2.如权利要求1所述的高强度厚壁电阻焊钢管，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有B：0.0030％以下。
3.如权利要求1或2所述的高强度厚壁电阻焊钢管，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu：0.001～0.350％、Ni：0.001～0.350％、Mo：0.001～
0.350％、Cr：0.001～0.700％中的1种或2种以上。
4.如权利要求1或2所述的高强度厚壁电阻焊钢管，其特征在于，存在于所述电阻焊焊接部的圆当量直径2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量以质量％计为
0.0089％以下。
5.如权利要求3所述的高强度厚壁电阻焊钢管，其特征在于，存在于所述电阻焊焊接部的圆当量直径2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量以质量％计为0.0089％以下。
6.一种耐HIC性优良的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其为实施热轧工序和制管工序的电阻焊钢管的制造方法，所述热轧工序中，在对钢原材实施加热、热轧后，进行冷却、卷取而制成热轧钢带，所述制管工序中，对经过该热轧工序后的所述热轧钢带以冷加工方式连续实施辊轧成型而制成截面为大致圆形的管状成型体，然后，将该管状成型体的圆周方向端部彼此对接并进行电阻焊而制成电阻焊钢管，所述制造方法的特征在于，所述钢原材具有如下组成：以质量％计含有C：0.025～0.084％、Si：0.10～0.30％、Mn：
0.70～1.80％、P：0.001～0.018％、S：0.0001～0.0029％、Al：0.01～0.10％、Nb：0.001～
0.065％、V：0.001～0.065％、Ti：0.001～0.033％、Ca：0.0001～0.0035％、N：0.0050％以下、O：0.0030％以下，并且由下述(1)式定义的Pcm满足0.20以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…(1)
其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B为各元素的质量％含量，
所述热轧工序如下：将所述钢原材加热至加热温度为1200～1280℃的温度范围的温度，保持90分钟以上，然后，实施使未再结晶奥氏体区的热轧率为20％以上的热轧，在该热轧结束后，以板厚中央部温度为780℃～630℃的范围内平均为7～49℃/秒的冷却速度冷却至630℃以下的冷却停止温度，在400℃以上且低于600℃的卷取温度下进行卷取，制成热轧钢带，
在所述制管工序后，实施如下热处理：以在线方式对所述电阻焊钢管的电阻焊焊接部进行加热，使得壁厚整个厚度在800℃～1150℃的范围内，然后，以壁厚中央部温度为780℃～630℃的范围内平均为7～49℃/秒的冷却速度冷却至630℃以下的冷却停止温度，然后自然冷却，
从而使母材部和电阻焊焊接部的屈服强度YS均为400MPa以上，且均具有夏比冲击试验中-50℃下的吸收能vE-50为150J以上的高韧性。
7.如权利要求6所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述制管工序的所述辊轧成型的翅片成型中，对所述热轧钢带的宽度方向端面赋予锥形坡口时，将该锥形坡口的锥形开始位置与成为管外表面的表面或成为管内表面的表面在钢带壁厚方向的距离设定为热轧钢带壁厚的2～60％。
8.如权利要求6所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将所述制管工序中的所述电阻焊的气氛氧分压与由下述(2)式定义的钢水的易氧化度foxy关联并调节至
900/foxy质量ppm以下，
foxy＝Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca…(2)
其中，Mn、Si、Cr、Al、Ca为各元素的质量％含量。
9.如权利要求7所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将所述制管工序中的所述电阻焊的气氛氧分压与由下述(2)式定义的钢水的易氧化度foxy关联并调节至
900/foxy质量ppm以下，
foxy＝Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca…(2)
其中，Mn、Si、Cr、Al、Ca为各元素的质量％含量。
10.如权利要求6所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有B：0.0030％以下。
11.如权利要求7所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有B：0.0030％以下。
12.如权利要求8所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有B：0.0030％以下。
13.如权利要求9所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有B：0.0030％以下。
14.如权利要求6～13中任一项所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu：0.001～0.350％、Ni：0.001～
0.350％、Mo：0.001～0.350％、Cr：0.001～0.700％中的1种或2种以上。
15.如权利要求6～13中任一项所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，所述热处理中的冷却如下：在输送方向上至少配设多列连接有能够向所述电阻焊焊接部上方喷射水量密度为1m3/m2分钟以上的棒状冷却水的喷嘴的冷却集管，以1m/秒以上的速度从所述喷嘴喷射所述棒状冷却水。
16.如权利要求14所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，所述热处理中的冷却如下：在输送方向上至少配设多列连接有能够向所述电阻焊焊接部上方喷射水量密度为1m3/m2分钟以上的棒状冷却水的喷嘴的冷却集管，以1m/秒以上的速度从所述喷嘴喷射所述棒状冷却水。
17.如权利要求15所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，所述配设多列的冷却集管以能够分开控制各冷却水的注入的方式进行配设。
18.如权利要求16所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，所述配设多列的冷却集管以能够分开控制各冷却水的注入的方式进行配设。
19.如权利要求1所述的高强度厚壁电阻焊钢管，其中，具有面积率为92％以上的粒径为10μm以下的准多边形铁素体。

说明书全文

具有优良的低温韧性的高强度厚壁电阻焊 钢管及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及高强度厚壁电阻焊钢管(high-strength thick-walled electric resistance welded steel pipe)，特别是涉及电阻焊焊接部的可靠性提高。需要说明的是，此处所述的“高强度”是指屈服强度YS为400MPa以上的情况，“厚壁”是指壁厚为16～32mm的情况。

背景技术

[0002] 一直以来，电阻焊钢管可以用作石油、天然气等的开采用途、输送用途等。然而，由于电阻焊焊接部的韧性低，因此存在如下问题：可靠性低，其用途仅限于低温韧性、耐氢致开裂性(Hydrogen Induced Cracking，以下也称为HIC)的要求水平不严格的部位。

[0003] 针对该问题，例如，在专利文献1中记载了一种低温韧性优良的高张力电阻焊钢管的制造方法，其中，对具有规定组成的原材钢板进行电阻焊，然后，将电阻焊焊接部在790℃～1050℃下加热5秒以上，以30℃/秒～150℃/秒的冷却速度从770℃～890℃的温度开始骤冷，使电阻焊焊接部形成微细针状铁素体(fine acicular ferrite)组织。但是存在如下问题：专利文献1记载的技术中使用的钢板的板厚为约8.0mm，为薄壁，而且得到的电阻焊钢管的焊接部韧性以脆性转变温度(fracture appearance transition temperature)计最高为约-40℃，韧性改善的程度小。另外，在专利文献2中记载了一种低温韧性优良的高张力电阻焊钢管的制造方法，其中，对具有规定组成的原材钢板进行电阻焊，然后，将电阻焊焊接部在790℃～1050℃下加热5秒以上，以30℃/秒～150℃/秒的冷却速度从750℃～950℃的温度开始骤冷，使电阻焊焊接部形成微细针状铁素体组织，然后，在400～700℃下加热1分钟以内，进行消除应力热处理(stress relief heat treatment)。

[0004] 另外，在专利文献3中记载了一种低温韧性优良的高张力电阻焊钢管的制造方法，其中，对具有规定组成的钢板进行电阻焊，然后，将电阻焊焊接部加热至850℃～1000℃后，以大于30℃/秒且为100℃/秒以下的冷却速度从Ar3相变点以上快速冷却至冷却停止温度：(Ar1相变点-50℃)～(Ar1相变点-100℃)，然后进行弱冷却。

[0005] 现有技术文献

[0006] 专利文献

[0007] 专利文献1：日本特公平01-58253号公报

[0008] 专利文献2：日本特公平03-60888号公报

[0009] 专利文献3：日本特公平07-42509号公报

发明内容

[0010] 发明所要解决的问题

[0011] 然而，为了将专利文献2中记载的技术应用于超过20mm的厚壁电阻焊钢管，需要用于进行加热、消除应力热处理(除去应力)处理的宽大的加热炉，在经济性方面残留有问题。另外，在将专利文献3中记载的技术应用于超过20mm的厚壁电阻焊钢管时，如果加热是从外面进行的加热，则存在难以将中心部温度加热调节至850℃～1000℃的范围的问题。

[0012] 本发明的目的在于解决这样的现有技术的问题，提供低温韧性优良、并且耐HIC性也优良的高强度厚壁电阻焊钢管。需要说明的是，此处所述的“低温韧性优良”是指母材部和电阻焊焊接部在按照JIS Z2242的规定的夏比冲击试验中在试验温度-50℃下的圆周方向的吸收能vE-50均为150J以上的情况。另外，“耐HIC性优良”是指母材部和电阻焊焊接部在NACE TM0284所规定的NACE溶液A溶液(0.5％CH3COOH+5％NaCl+饱和H2S)中浸渍96小时后裂纹面积率CAR(Crack Area Ratio)均为5％以下的情况。

[0013] 用于解决问题的方法

[0014] 为了实现上述目的，本发明人特别对显微组织和氧化物(夹杂物)给壁厚超过16mm的厚壁电阻焊钢管的母材部和电阻焊焊接部的低温韧性及耐HIC特性带来的影响系统地进行了深入研究。结果发现，进一步将电阻焊后的热处理方法与使用的钢板的组成和热轧条件关联地控制为特定的范围，由此，可以同时提高电阻焊钢管的母材部和电阻焊焊接部的低温韧性和耐HIC特性，可以制造电阻焊焊接部的可靠性特别提高的电阻焊钢管。

[0015] 首先，对于本发明人进行的、针对构成本发明基础的电阻焊焊接部的可靠性提高的实验结果进行说明。

[0016] 准备组成为以质量％计含有0.01～0.20％C-0.01～1.00％Si-0.50～3.00％Mn-0.001～0.100％Al-0～0.150％Nb-0～0.150％V-0～0.150％Ti-0～0.0050％Ca-0.005～
0.0100％N的壁厚为16～32mm的厚壁电阻焊钢管(外径为660.4mmφ)。

[0017] 接着，使用感应加热装置(induction heating apparatus)，对准备的这些电阻焊钢管的电阻焊焊接部实施使加热温度、加热后的冷却进行各种改变的热处理(电阻焊后热处理)。从后热处理后的电阻焊焊接部裁取试验片，实施冲击试验、HIC试验、夹杂物量测定试验。试验方法如下所述。

[0018] (1)冲击试验

[0019] 按照JIS Z 2242的规定，以缺口部与电阻焊焊接部的中央部一致的方式从电阻焊焊接部沿圆周方向裁取V形缺口夏比试验片(10mm厚)，在试验温度-50℃下实施夏比冲击试验，求出吸收能vE-50。另外，试验片数为各3片。

[0020] (2)HIC试验

[0021] 从电阻焊焊接部裁取浸渍试验片(大小：厚10mm×宽20mm×长160mm)，在NACE TM0284所规定的NACE溶液A溶液(0.5％CH3COOH+5％NaCl+饱和H2S)中浸渍96小时。使用浸渍法、超声波探伤法求出各试验片的裂纹面积率CAR。

[0022] (3)夹杂物量测定试验

[0023] 以电阻焊焊接部中央为中心，从电阻焊焊接部切下板状样品(大小：宽2mm×厚：管壁厚×长：管壁厚)，在10％AA 电解液中进行电解提取。电解提取后，使用孔径为2μm的过滤网，提取夹杂物(圆当量直径为2μm以上)，在碱熔解后，通过ICP(Inductively Coupled Plasma，感应耦合等离子体)分析，测定所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的含量，求出其合计量。将所得的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量作为存在于电阻焊焊接部的夹杂物量。

[0024] 将所得的结果以热处理的加热温度与加热后的冷却速度的关系示于图1、图2。图1关于vE-50，图2关于CAR。需要说明的是，加热后的冷却速度使用在壁厚中心部温度为780～630℃之间的平均冷却速度。

[0025] 由图1、2可知，当电阻焊焊接部的加热温度为800～1150℃的范围并且加热后的冷却速度在780～630℃之间平均为7～49℃/秒的范围时，vE-50为150J以上，显示出优良的电阻焊焊接部韧性，CAR为5％以下，显示出优良的耐HIC性。

[0026] 由此发现，如果在电阻焊后对电阻焊焊接部实施上述条件范围的热处理，则会形成兼具优良的低温韧性和优良的耐HIC性的电阻焊焊接部。

[0027] 另外，将所得的结果以vE-50、CAR与圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量的关系示于图3。

[0028] 由图3可知，如果圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量超过89质量ppm，则电阻焊焊接部的vE-50降低，CAR增加，韧性和耐HIC性均下降。

[0029] 也就是说，着眼于电阻焊焊接部中存在的、作为对特性产生影响的夹杂物的代表的圆当量直径为2μm以上的夹杂物，发现如果存在于电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物量超过规定值，则电阻焊焊接部的韧性、耐HIC性显著下降。本发明是基于这种见解并进一步进行研究而完成的。也就是说，本发明的主旨如下所述。

[0030] (1)一种耐HIC性优良的高强度厚壁电阻焊钢管，其特征在于，

[0031] 具有如下组成：以质量％计，含有C：0.025～0.084％、Si：0.10～0.30％、Mn：0.70～1.80％、P：0.001～0.018％、S：0.0001～0.0029％、Al：0.01～0.10％、Nb：0.001～0.065％、V：0.001～0.065％、Ti：0.001～0.033％、Ca：0.0001～0.0035％、N：0.0050％以下、O：0.0030％以下，并且由下述(1)式定义的Pcm满足0.20以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

[0032] 而且，母材部和电阻焊焊接部均具有含有以面积率计为90％以上的粒径为10μm以下的准多边形铁素体的组织，并且屈服强度YS均为400MPa以上，均具有夏比冲击试验中-50℃下的吸收能vE-50为150J以上的高韧性，

[0033] Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…(1)

[0034] (其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B为各元素的含量(质量％))。

[0035] (2)如(1)所述的高强度厚壁电阻焊钢管，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有B：0.0030％以下。

[0036] (3)如(1)或(2)所述的高强度厚壁电阻焊钢管，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu：0.001～0.350％、Ni：0.001～0.350％、Mo：0.001～0.350％、Cr：0.001～0.700％中的1种或2种以上。

[0037] (4)如(1)～(3)中任一项所述的高强度厚壁电阻焊钢管，其特征在于，存在于所述电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量以质量％计为0.0089％以下。

[0038] (5)一种耐HIC性优良的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其为实施热轧工序和制管工序的电阻焊钢管的制造方法，所述热轧工序中，在对钢原材实施加热、热轧后，进行冷却、卷取而制成热轧钢带，所述制管工序中，对经过该热轧工序后的所述热轧钢带以冷加工方式连续实施辊轧成型而制成截面为大致圆形的管状成型体，然后，将该管状成型体的圆周方向端部彼此对接并进行电阻焊而制成电阻焊钢管，所述制造方法的特征在于，[0039] 所述钢原材具有如下组成：以质量％计含有C：0.025～0.084％、Si：0.10～0.30％、Mn：0.70～1.80％、P：0.001～0.018％、S：0.0001～0.0029％、Al：0.01～0.10％、Nb：0.001～0.065％、V：0.001～0.065％、Ti：0.001～0.033％、Ca：0.0001～0.0035％、N：
0.0050％以下、O：0.0030％以下，并且由下述(1)式定义的Pcm满足0.20以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

[0040] Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…(1)

[0041] (其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B为各元素的含量(质量％))，[0042] 所述热轧工序如下：将所述钢原材加热至加热温度为1200～1280℃的温度范围的温度，保持90分钟以上，然后，实施使未再结晶奥氏体区的热轧率为20％以上的热轧，在该热轧结束后，以板厚中央部温度为780℃～630℃的范围内平均为7～49℃/秒的冷却速度冷却至630℃以下的冷却停止温度，在400℃以上且低于600℃的卷取温度下进行卷取，制成热轧钢带，

[0043] 在所述制管工序后，实施如下热处理：以在线方式对所述电阻焊钢管的电阻焊焊接部进行加热，使得壁厚整个厚度在800℃～1150℃的范围内，然后，以壁厚中央部温度为780℃～630℃的范围内平均为7～49℃/秒的冷却速度冷却至630℃以下的冷却停止温度，然后自然冷却，

[0044] 从而使母材部和电阻焊焊接部的屈服强度YS均为400MPa以上，且均具有夏比冲击试验中-50℃下的吸收能vE-50为150J以上的高韧性。

[0045] (6)如(5)所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述制管工序的所述辊轧成型的翅片成型中，对所述热轧钢带的宽度方向端面赋予锥形坡口时，将该锥形坡口的锥形开始位置与成为管外表面的表面或成为管内表面的表面在钢带壁厚方向的距离设定为热轧钢带壁厚的2～60％。

[0046] (7)如(5)或(6)所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将所述制管工序中的所述电阻焊的气氛氧分压与由下述(2)式定义的钢水的易氧化度foxy关联并调节至900/foxy质量ppm以下，

[0047] foxy＝Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca…(2)

[0048] (其中，Mn、Si、Cr、Al、Ca为各元素的含量(质量％))。

[0049] (8)如(5)～(7)中任一项所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有B：0.0030％以下。

[0050] (9)如(5)～(8)中任一项所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计进一步含有选自Cu：0.001～0.350％、Ni：0.001～0.350％、Mo：0.001～0.350％、Cr：0.001～0.700％中的1种或2种以上。

[0051] (10)如(5)～(9)中任一项所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，所述热处理中的冷却如下：在输送方向上至少配设多列连接有能够向所述电阻焊焊接部上方喷射水量密度为1m3/m2分钟以上的棒状冷却水的喷嘴的冷却集管，以1m/秒以上的速度从所述喷嘴喷射所述棒状冷却水。

[0052] (11)如(10)所述的高强度厚壁电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，所述配设多列的冷却集管以能够分开控制各冷却水的注入的方式进行配设。

[0053] 发明效果

[0054] 根据本发明，可以容易并且稳定地制造母材部和电阻焊焊接部的低温韧性均优良、而且耐HIC性也均优良的高强度厚壁电阻焊钢管，在产业上发挥显著的效果。另外，本发明的高强度厚壁电阻焊钢管还具有如下效果：电阻焊焊接部的低温韧性、耐HIC性均优良，电阻焊焊接部的可靠性提高，可以稳定地应用于要求优良的低温韧性、耐HIC性的用途。附图说明

[0055] 图1是表示加热温度与加热后冷却速度的关系对电阻焊焊接部的vE-50产生的影响的图。

[0056] 图2是表示加热温度与加热后冷却速度的关系对电阻焊焊接部在NACE溶液A溶液中浸渍后的裂纹面积率CAR产生的影响的图。

[0057] 图3是表示存在于电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量(质量ppm)对电阻焊焊接部的vE-50以及在NACE溶液A溶液中浸渍后的裂纹面积率CAR产生的影响的图。

具体实施方式

[0058] 本发明的高强度厚壁电阻焊钢管为壁厚16～32mm的厚壁，母材部和电阻焊焊接部均具有屈服强度YS为400MPa以上的高强度和在试验温度-50℃下的圆周方向的夏比冲击试验吸收能vE-50为150J以上的优良的低温韧性。并且是在NACE溶液A溶液中浸渍96小时后裂纹面积率CAR(Crack Area Ratio)为5％以下的耐HIC性也优良的电阻焊钢管。

[0059] 首先，对本发明电阻焊钢管的组成限定理由进行说明。另外，下文中，组成的质量％仅用％表示。

[0060] C：0.025～0.084％

[0061] C形成珠光体(perlite)、准珠光体(quasi-perlite)、渗碳体(cementite)、贝氏体(bainite)、马氏体(martensite)等硬质相，具有使钢管的强度增加的作用。另外，C在电阻焊时通过凝固点下降、与气相中O2的CO形成反应等，对电阻焊焊接部的氧化物形成产生影响。为了确保该效果，需要含有0.025％以上。当C低于0.025％时，无法确保所希望的屈服强度YS：400MPa以上。另一方面，如果C超过0.084％而大量含有，则电阻焊焊接部和母材部的硬质相的百分率超过10％，低温韧性下降，-50℃下的夏比冲击试验吸收能vE-50低于150J。与此同时，在NACETM0284所规定的NACE溶液A溶液中浸渍96小时后的裂纹面积率CAR超过
5％，耐HIC性下降。基于上述理由，将C限定在0.025～0.084％的范围。另外，优选为0.030～
0.060％。

[0062] Si：0.10～0.30％

[0063] Si具有通过固溶强化而增加电阻焊钢管的强度的作用。另外，Si与O的亲和力比Fe强，在电阻焊焊接部中与Mn氧化物一同形成粘度高的共晶氧化物。当Si含量低于0.10％时，共晶氧化物中的Mn浓度提高，氧化物的熔点高于钢水温度，容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部中。因此，存在于电阻焊焊接部的2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al的合计超过89质量ppm，韧性下降，并且耐HIC性也下降。基于上述理由，将Si限定在0.10％以上。

[0064] 另一方面，如果Si含量超过0.30％，则共晶氧化物中的Si浓度增加，氧化物的熔点高于钢水温度，容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部中。2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al的合计超过89质量ppm，并且氧化物的绝对量增加，韧性下降，并且耐HIC性下降。基于上述理由，将Si限定在0.30％以下。另外，优选为0.15～0.25％。

[0065] Mn：0.70～1.80％

[0066] Mn具有通过固溶强化和相变组织强化而增加电阻焊钢管的强度的作用。另外，Mn与O的亲和力比Fe强，在电阻焊焊接部中与Si氧化物一同形成粘度高的共晶氧化物。当Mn含量低于0.70％时，共晶氧化物中的Si浓度提高，氧化物的熔点高于钢水温度，容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部中。因此，存在于电阻焊焊接部的2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al的合计超过89质量ppm，韧性下降，并且耐HIC性下降。此外，当Mn含量低于0.70％时，母材部和电阻焊焊接部的组织形成粒径dα大于10μm的粗大的准多边形铁素体，因此韧性下降。基于上述理由，将Mn限定在0.70％以上。

[0067] 另一方面，如果Mn含量超过1.80％而大量含有，则共晶氧化物中的Mn浓度提高，氧化物的熔点高于钢水温度，容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部中。因此，存在于电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al的合计超过89质量ppm，并且作为氧化物的绝对量增加。另外，如果Mn含量超过1.80％，则母材部和电阻焊焊接部的硬质相百分率增加，以面积率计超过10％。因此，韧性下降，耐HIC性也下降。基于上述理由，将Mn限定在0.70～1.80％。另外，优选为0.85～1.65％。

[0068] P：0.001～0.018％

[0069] P是有助于强度增加的元素，但会在晶界等发生偏析而使韧性下降。另外，P与Mn共偏析而使母材部和电阻焊焊接部的耐HIC性下降。因此，希望尽可能地减少P，但极端的降低会导致精炼成本的高涨。另外，如果含量超过0.018％，则上述韧性、耐HIC性的下降变得显著。因此，将P限定在0.001～0.018％。另外，优选为0.013％以下。

[0070] S：0.0001～0.0029％

[0071] S以MnS的形式析出在电阻焊焊接部和母材部中，使韧性、耐HIC性下降。因此，希望尽可能地减少S，但过度的降低会导致精炼成本的高涨。另一方面，如果含量超过0.0029％，则韧性、耐HIC性的下降变得显著。因此，将S限定在0.0001～0.0029％。另外，优选为0.0001～0.0019％。

[0072] Al：0.01～0.10％

[0073] Al是在炼钢阶段作为脱氧剂发挥作用的元素。另外，Al以AlN的形式析出在奥氏体中，从而抑制奥氏体加热时的晶粒生长，具有提高钢的低温韧性的作用。另外，Al与O的亲和力比Si、Mn强，以固溶于2MnO-SiO2(Tephroite，锰橄榄石)等Mn-Si共晶氧化物的形式形成氧化物。为了获得这种效果，需要含有0.01％以上。当Al低于0.01％时，无法确保炼钢阶段的脱氧能力，钢的洁净度下降，存在于电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al的合计超过89ppm。因此，韧性、耐HIC性下降。

[0074] 另一方面，如果含有超过0.10％的Al，则共晶氧化物中的Al浓度提高，氧化物的熔点高于钢水温度，容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部中。存在于电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al的合计超过89质量ppm。因此，韧性、耐HIC性下降。基于上述理由，将Al限定在0.01～0.10％的范围。另外，优选为0.03～0.08％。

[0075] Nb：0.001～0.065％

[0076] Nb主要以碳化物的形式析出，具有增加电阻焊钢管的强度的作用。为了获得这种效果，需要含有0.001％以上。另一方面，如果超过0.065％而大量含有，则未固溶的大型Nb碳氮化物残留，因此韧性和耐HIC性下降。因此，将Nb限定在0.001～0.065％的范围。另外，优选为0.005～0.050％。

[0077] V：0.001～0.065％

[0078] V与Nb同样，主要以碳化物的形式析出，具有增加电阻焊钢管的强度的作用。为了获得这种效果，需要含有0.001％以上。另一方面，如果超过0.065％而大量含有，则未固溶的大型V碳氮化物残留，因此韧性和耐HIC性下降。因此，将V限定在0.001～0.065％的范围。另外，优选为0.005～0.050％。

[0079] Ti：0.001～0.033％

[0080] Ti与Nb、V同样，主要以碳化物的形式析出，具有增加电阻焊钢管的强度的作用。为了获得这种效果，需要含有0.001％以上。另一方面，如果超过0.033％而大量含有，则未固溶的大型Ti碳氮化物残留，因此韧性和耐HIC性下降。因此，将Ti限定在0.001～0.033％的范围。另外，优选为0.005～0.020％。

[0081] Ca：0.0001～0.0035％

[0082] Ca是具有将钢中的硫化物的形态控制为球状的作用的元素，使电阻焊焊接部附近的韧性、耐HIC性提高。为了获得这种效果，需要含有0.0001％以上。另一方面，如果含量超过0.0035％，则由于Ca与O的亲和力强，因此氧化物中的Ca浓度提高，氧化物的熔点高于钢水温度，容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部中。因此，存在于电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca的合计超过89质量ppm，并且作为氧化物的绝对量增加。因此，韧性、耐HIC性下降。基于上述理由，将Ca限定在0.0001～0.0035％的范围。另外，优选为0.0002～0.0028％。

[0083] N：0.0050％以下

[0084] N在电阻焊焊接部和母材部中以Ti(N,C)的形式析出或以固溶N的形式残留，从而使韧性、耐HIC性下降。因此，希望尽可能地减少N，但过度的降低会导致精炼成本的高涨，因此优选限定在0.0001％以上。另一方面，如果超过0.0050％，则上述的韧性、耐HIC性的下降变得显著。因此，将N限定在0.0050％以下。另外，优选为0.0001～0.0040％。

[0085] O：0.0030％以下

[0086] O在电阻焊焊接部和母材部中以氧化物类夹杂物的形式残留，从而使韧性、耐HIC性下降。因此，希望尽可能地减少。如果O超过0.0030％，则韧性、耐HIC性的下降变得显著。因此，将O限定在0.0030％以下。另外，过度的降低会导致精炼成本的高涨，因此优选设定为
0.0001％以上。另外，优选为0.0020％以下。

[0087] 上述组成为基本组成，在本发明中，在基本组成的基础上，可以根据需要选择含有B：0.0030％以下、和/或选自Cu：0.001～0.350％、Ni：0.001～0.350％、Mo：0.001～0.350％、Cr：0.001～0.700％中的1种或2种以上。

[0088] B：0.0030％以下

[0089] B通过提高淬透性而有助于增加电阻焊钢管的强度。为了获得这种效果，优选含有0.0001％以上。然而，即使含量超过0.0030％，其效果也饱和，无法期待与含量相匹配的效果。因此，在含有时，优选将B限定在0.0030％以下。另外，更优选为0.0020％以下。

[0090] 选自Cu：0.001～0.350％、Ni：0.001～0.350％、Mo：0.001～0.350％、Cr：0.001～0.700％中的1种或2种以上

[0091] Cu、Ni、Mo、Cr均为有助于增加厚壁电阻焊钢管的母材部和电阻焊焊接部的强度并且抑制粗大的多边形铁素体形成的元素，可以根据需要选择含有1种或2种以上。

[0092] Cu具有如下作用：通过提高厚壁电阻焊钢管的母材部和电阻焊焊接部的淬透性而确保所希望的高强度，抑制粒径dα大于10μm的粗大的多边形铁素体形成。另外，Cu还具有提高电阻焊钢管的耐HIC性的作用。为了确保这种效果，优选含有0.001％以上。另一方面，即使含量超过0.350％，其效果也饱和，无法期待与含量相匹配的效果。因此，在含有时，优选将Cu限定在0.001～0.350％的范围。另外，更优选为0.05～0.290％。

[0093] Ni与Cu同样地具有如下作用：通过提高厚壁电阻焊钢管的母材部和电阻焊焊接部的淬透性而确保所希望的高强度，抑制粒径dα大于10μm的粗大的多边形铁素体形成。另外，Ni还具有提高电阻焊钢管的耐HIC性的作用。为了确保这种效果，优选含有0.001％以上。另一方面，即使含量超过0.350％，其效果也饱和，无法期待与含量相匹配的效果。因此，在含有时，优选将Ni限定在0.001～0.350％的范围。另外，更优选为0.05～0.290％。

[0094] Mo与Ni、Cu同样地具有如下作用：通过提高厚壁电阻焊钢管的母材部和电阻焊焊接部的淬透性而确保所希望的高强度，抑制粒径dα大于10μm的粗大的多边形铁素体形成。另外，Mo还具有提高电阻焊钢管的耐HIC性的作用。为了确保这种效果，优选含有0.001％以上。另一方面，即使含量超过0.350％，其效果也饱和，无法期待与含量相匹配的效果。因此，在含有时，优选将Mo限定在0.001～0.350％的范围。另外，更优选为0.05～0.290％。

[0095] Cr与Mn同样地具有如下作用：通过相变组织强化而有助于增加电阻焊钢管的强度，确保所希望的高强度，抑制粗大的多边形铁素体形成。为了确保这种效果，优选含有0.001％以上。另外，Cr与O的亲和力比Fe强，形成氧化物的倾向强，当含量超过0.700％时，氧化物中的Cr浓度提高，氧化物的熔点高于钢水温度，因此容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部中。因此，作为氧化物的绝对量增加，存在于电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Cr的合计超过89质量ppm。因此，韧性、耐HIC性下降。基于上述理由，在含有时，优选将Cr限定在0.001～0.700％的范围。另外，更优选为0.01～
0.700％。进一步优选为0.02～0.290％。

[0096] 在本发明中，以上述范围并且以由下式定义的Pcm满足0.20以下的方式含有上述成分，

[0097] Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B

[0098] (其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B为各元素的质量％含量)。

[0099] 另外，上述元素中，未含有的元素以零来计算。

[0100] Pcm是与电阻焊焊接部在急速冷却后的组织形成有关的参数，如果Pcm满足0.20以下，则可以使电阻焊焊接部的组织形成粒径为10μm以下的准多边形铁素体的面积率为90％以上的组织。如果Pcm超过0.20而增大，则电阻焊焊接部中的准多边形铁素体的组织百分率以面积率计小于90％，韧性下降。对于Pcm的下限不需要特别限定，但优选为可以稳定地确保屈服强度YS为400MPa以上的0.070以上。

[0101] 接着，对于本发明的高强度厚壁电阻焊钢管的组织限定理由进行说明。

[0102] 本发明的高强度厚壁电阻焊钢管，其母材部和电阻焊焊接部均具有含有以面积率计为90％以上的粒径为10μm以下的准多边形铁素体的组织。需要说明的是，此处，“准多边形铁素体”是指“钢的贝氏体照片集-1”(社团法人日本钢铁协会基础共同研究会贝氏体调查研究部会编：“钢的贝氏体照片集-1”，第4页，1992.6.29发行，发行方：社团法人日本钢铁协会)中记载的“Quasi-polygonal ferrite”(αq)。αq为无定形，相比于polygonal ferriteαp在更低的温度下超过相变前的奥氏体晶界而形成、相变应变的大部分恢复的组织。

[0103] 当准多边形铁素体以面积率计小于90％时，粗大的多边形铁素体增加，无法期待希望的高强度、高韧性，或者贝氏体增加，强度变得过高，无法获得希望的高韧性。因此，将准多边形铁素体的百分率以面积率计限定在90％以上。另外，优选为92％以上。另外，如果准多边形铁素体的粒径dα超过10μm而粗大化，则无法确保所希望的高强度、高韧性。基于上述理由，将准多边形铁素体的粒径dα限定在10μm以下。另外，粒径是使用基于JIS G 0551(2005)的规定的切断法测定的粒径。

[0104] 另外，关于准多边形铁素体以外的第二相，允许以面积率计合计小于10％的珠光体、准珠光体、渗碳体、贝氏体、马氏体等。

[0105] 另外，在本发明的电阻焊钢管的电阻焊焊接部中，存在于电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量优选为0.0089％以下。另外，对于合计量而言，当上述元素中有未含有的元素时，将该元素以零进行计算。圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量表示对特性产生影响的夹杂物量，合计量越多，则夹杂物量越多。

[0106] 存在于电阻焊焊接部的夹杂物(氧化物)中，当圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量小于89质量ppm时，在NACE TM0284所规定的NACE溶液A溶液(0.5％CH3COOH+5％NaCl+饱和H2S)中浸渍96小时后，CAR(Crack Area Ratio)为5％以下，耐HIC性提高。并且，在试验温度-50℃下的电阻焊焊接部的夏比冲击吸收能vE-50超过150J，可以得到优良的低温韧性。另一方面，如果圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量超过89ppm，则耐HIC性和低温韧性均下降。基于上述理由，优选将圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量限定在89质量ppm以下。另外，更优选为39质量ppm以下。

[0107] 另外，存在于电阻焊焊接部的夹杂物(氧化物)中，圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量如下求出。

[0108] 以电阻焊焊接部中央为中心，从电阻焊钢管的电阻焊焊接部切下板状样品(大小：宽2mm×厚：管壁厚×长：管壁厚)，在10％AA电解液中进行电解提取。电解提取后，使用孔径为2μm的过滤网，提取2μm以上的夹杂物，在碱熔解后，通过ICP分析，测定所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的含量。求出得到的各元素的含量的合计量，作为圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量。

[0109] 接着，对本发明的电阻焊钢管的制造方法的限定理由进行说明。

[0110] 对上述组成的钢坯等钢原材实施热轧工序，制成热轧钢带。进一步对得到的热轧钢带连续进行辊轧成型，制成管状成型体，实施对该管状成型体进行电阻焊的制管工序，制成电阻焊钢管。

[0111] 需要说明的是，对于钢原材的制造方法不需要特别限定。优选通过转炉(converter)等常用的熔炼方法将上述组成的钢水熔炼，通过连铸法(continuous casting)等常用的铸造方法制成钢坯等钢原材。

[0112] 对钢坯等钢原材实施热轧工序，制成热轧钢带。

[0113] 热轧工序中，将上述组成的钢原材加热至加热温度为1200～1280℃的温度范围的温度，保持90分钟以上，然后，实施使未再结晶奥氏体区(未再结晶温度范围)的热轧率(轧制率)为20％以上的热轧。在该热轧结束后，以板厚中央部温度为780℃～630℃的范围内平均为7～49℃/秒的冷却速度冷却至630℃以下的冷却停止温度，在400℃以上且低于600℃(400～599℃)的卷取温度下进行卷取，制成热轧钢带。

[0114] 加热温度：1200～1280℃

[0115] 钢原材的加热温度对钢管母材部的强度、低温韧性、耐HIC性产生影响。当加热温度低于1200℃时，Nb、V、Ti等析出强化元素未再固溶，作为粗大的析出物残留，无法确保所希望的屈服强度YS为400MPa以上的高强度。另外，粗大析出物的残留会使耐HIC性下降。另一方面，当加热温度为高于1280℃的高温时，晶粒粗大化，得到的准多边形铁素体粗大化，无法满足所希望的粒径dα为10μm以下。另外，如果组织粗大化，则韧性下降。基于上述理由，将加热温度限定在1200～1280℃范围的温度。另外，将加热保持时间设定为90分钟以上。当加热保持时间少于90分钟时，特别是在壁厚中心部中Nb、V、Ti等析出强化元素未再固溶，作为粗大的析出物残留，使耐HIC性下降。因此，将加热保持时间限定在90分钟以上。

[0116] 对加热后的钢原材实施由粗轧和精轧构成的热轧。在热轧的精轧中，将未再结晶奥氏体区(未再结晶温度范围)的热轧率(轧制率)设定为20％以上，将精轧结束温度设定为780℃以上。

[0117] 未再结晶奥氏体区(未再结晶温度范围)的热轧率(轧制率)：20％以上[0118] 当未再结晶奥氏体区(未再结晶温度范围)的热轧率(轧制率)小于20％时，组织粗大化，无法确保所希望的韧性。因此，将未再结晶奥氏体区(未再结晶温度范围)的热轧率(轧制率)限定在20％以上。另外，优选为30％以上。

[0119] 精轧结束温度：780℃以上

[0120] 精轧中，优选将精轧结束温度设定为780℃以上。当精轧结束温度低于780℃时，轧制应变残留，热轧钢板的韧性下降。热轧结束后，在热轧输出辊道上进行冷却。冷却速度是壁厚中央部温度为从780℃至630℃平均为7～49℃/秒的范围的冷却速度，冷却至630℃以下的冷却停止温度，在400℃以上且低于600℃(400～599℃)的卷取温度下进行卷取。

[0121] 780℃～630℃的平均冷却速度：7～49℃/秒

[0122] 当平均冷却速度小于7℃/秒时，生成粗大的多边形铁素体，无法确保所希望的高韧性、高强度。另一方面，如果平均冷却速度大于49℃/秒，则生成贝氏体、马氏体，强度变得过高，无法确保所希望的高韧性。基于上述理由，以780℃～630℃的平均为7～49℃/秒的范围的冷却速度进行冷却。另外，准多边形铁素体的生成量为92％以上的平均冷却速度优选为29℃/秒以下。

[0123] 需要说明的是，在热轧后的冷却中，除最表层0.2mm以外的整个厚度各位置的冷却速度，以相对于壁厚中心部的偏差计，在较慢侧优选为5℃/秒，在较快侧优选为20℃/秒以内。

[0124] 以上述的冷却速度冷却至壁厚中央部温度为630℃以下，进行卷取。

[0125] 冷却停止温度：630℃以下

[0126] 当冷却停止温度为超过630℃的温度时，无法确保所希望的微细组织，在母材部中无法确保希望的高强度、高韧性。因此，将冷却停止温度限定为630℃以下的温度。另外，优选为600～550℃。

[0127] 卷取温度：400℃以上且低于600℃(400～599℃)

[0128] 如果卷取温度为600℃以上，则组织粗大化，无法形成含有所希望的粒径、所希望的百分率的准多边形铁素体的组织。另外，当低于400℃时，形成大量的贝氏体，强度增加，韧性和耐HIC性下降。因此，将卷取温度限定在400℃以上且低于600℃(400～599℃)。另外，优选为550～450℃。

[0129] 通过实施上述热轧，并且在之后实施上述冷却、卷取，可以制成含有粒径dα为10μm以下的微细的准多边形铁素体以面积率计为90％以上且余量由珠光体、准珠光体、渗碳体、贝氏体、马氏体等构成的组织的热轧钢带。通过将该热轧钢带作为原材，可以制成具有如下母材部的钢管，所述母材部具有屈服强度YS为400MPa以上的高强度，试验温度-50℃下的夏比冲击吸收能vE-50为150J以上的优良的低温韧性以及在NACE TM0284所规定的NACE溶液A溶液中浸渍96小时后裂纹面积率CAR为5％以下的优良的耐HIC性。

[0130] 接着，将得到的热轧钢带切断为规定的宽度，然后实施制管工序，制成规定尺寸形状的电阻焊钢管。

[0131] 对于制管工序而言，可以适用通常公知的电阻焊制管工序中的任一种，只要可以形成规定尺寸形状的电阻焊钢管即可，其条件没有特别限定。

[0132] 优选如下工序：对热轧钢带以冷加工方式连续实施冷辊轧成型，制成截面为大致圆形的管状成型体后，将该管状成型体的圆周方向端部彼此对接，通过高频电阻加热或高频感应加热将圆周方向端部加热至熔点以上，利用挤压辊进行压接，对接缝部进行电阻焊，制成电阻焊钢管。

[0133] 需要说明的是，在辊轧成型时，优选在翅片成型中在热轧钢带的宽度方向端面上赋予锥形坡口。通过赋予锥形坡口，促进氧化物从电阻焊焊接部的排出，可以形成韧性、耐HIC性优良的电阻焊焊接部。在宽度方向端部上赋予的坡口的锥形优选设定为锥形开始位置与成为管外表面的表面或成为管内表面的表面在钢带壁厚方向的距离为钢带壁厚的2～60％。由此，可以促进氧化物的排出，存在于电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量可以减少约10质量ppm。如果赋予的锥形偏离该范围，则氧化物的排出变难，电阻焊焊接部韧性下降。另外，锥形形状并不限于直线，也可以是任意的曲线形状。

[0134] 另外，优选将制管工序中的电阻焊时的气氛的氧分压与由下述(2)式定义的钢水的易氧化度foxy关联并调节至900/foxy质量ppm以下，

[0135] foxy＝Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca…(2)

[0136] (其中，Mn、Si、Cr、Al、Ca为各元素的含量(质量％))。

[0137] 通过将电阻焊时气氛的氧分压调节得较低，可以减少存在于电阻焊焊接部的粗大的氧化物。通过将电阻焊焊接部的气氛氧分压设定为900/foxy质量ppm以下，可以使圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量减少约20质量ppm。

[0138] 另外，作为降低电阻焊焊接部的气氛氧分压的方法，可以列举以箱型结构密封电阻焊焊接部并向电阻焊焊接部供给非氧化性气体的方法。在该方法中，在供给非氧化性气体时，有时会卷入周围的气氛，电阻焊焊接部的气氛氧分压会增加。为了防止这种弊端，优选将供给气体的喷嘴设定为3层等多层结构，以使供给的气体形成层流。另外，电阻焊焊接部的氧浓度优选将氧浓度计的探针靠近电阻焊焊接部附近来进行测定。

[0139] 接着，对于经过制管工序得到的电阻焊钢管，进一步对电阻焊焊接部实施热处理。

[0140] 电阻焊焊接部的韧性受到电阻焊焊接部的氧化物量和基质(基体)的影响。因此，在本发明中，以在线方式对电阻焊焊接部进一步实施热处理。热处理为如下的处理：进行加热使得电阻焊焊接部的整个厚度在800℃～1150℃的范围内，然后，以壁厚中央部温度为780℃～630℃范围内平均为7～49℃/秒的冷却速度冷却至630℃以下的冷却停止温度，然后实施自然冷却。另外，从生产率的观点考虑，电阻焊焊接部的加热优选主要通过以在线方式设置的感应加热装置来进行。

[0141] 热处理的加热温度：800℃～1150℃

[0142] 当加热温度低于800℃时，电阻焊焊接部的组织形成粗大的多边形铁素体，难以确保所希望的高强度、高韧性。另一方面，如果是超过1150℃的高温，则生成的准多边形铁素体的粒径dα超过10μm而粗大化，韧性下降。因此，将热处理的加热温度限定在800℃～1150℃的范围的温度。另外，优选为850℃～1100℃。

[0143] 热处理的加热后的平均冷却速度：7～49℃/秒

[0144] 当加热后在780～630℃范围内的平均冷却速度小于7℃/秒时，组织形成粗大的多边形铁素体，难以确保所希望的高强度、高韧性。另一方面，如果超过49℃/秒，则容易生成贝氏体，准多边形铁素体的百分率低于90％，强度上升，低温韧性和耐HIC性下降。因此，将加热后的冷却限定为780～630℃的范围内的平均冷却速度为7～49℃/秒的范围。另外，从使准多边形铁素体的百分率为93％以上的观点考虑，优选为29℃/秒以下。

[0145] 另外，在电阻焊焊接部的加热后的冷却中，除最表层0.2mm以外的整个厚度各位置的冷却速度，以相对于壁厚中心部的偏差计，在较慢侧优选为5℃/秒，在较快侧优选为20℃/秒以内。由此，在壁厚方向上的特性偏差变小。

[0146] 冷却停止温度：630℃以下

[0147] 在加热后的冷却中，当冷却停止温度为超过630℃的温度时，无法确保所希望的微细组织，无法在电阻焊焊接部确保所希望的高强度、高韧性。因此，将冷却停止温度限定为630℃以下的温度。另外，优选为550～200℃。

[0148] 通过对电阻焊焊接部实施如上所述的热处理，可以形成含有粒径dα为10μm以下的微细准多边形铁素体以面积率计为90％以上且余量由珠光体、准珠光体、渗碳体、贝氏体、马氏体等构成的组织的电阻焊焊接部。由此，可以制成具有如下的电阻焊焊接部的电阻焊钢管，所述电阻焊焊接部具有屈服强度YS为400MPa以上的高强度、在试验温度-50℃下的夏比冲击吸收能vE-50为150J以上的优良的低温韧性以及在NACE TM0284所规定的NACE溶液A溶液中浸渍96小时后裂纹面积率CAR为5％以下的优良的耐HIC性。

[0149] 另外，为了在壁厚超过16mm的厚壁电阻焊钢管的电阻焊焊接部实现上述热处理中加热后的冷却控制从而确保具有所希望的组织的电阻焊焊接部，需要研究喷射的冷却水量密度、选择冷却的模式、选择温度控制方式。

[0150] 因此，本发明中，在进行热处理时，在输送方向上至少配设多列连接有能够向电阻3 2
焊焊接部上方喷射水量密度为1m/m分钟以上的棒状冷却水的喷嘴的冷却集管。并且，优选以1m/秒以上的速度从该喷嘴喷射棒状冷却水。另外，配设多列的冷却集管优选以能够分开控制各冷却水的注入的方式进行配设。此外，在输送方向的下游侧测定电阻焊焊接部的温度，并基于测定的电阻焊焊接部温度对来自各冷却集管的注水进行开-关控制，将电阻焊焊接部的冷却速度调节为目标冷却速度。由此，温度控制性提高，能够稳定地以所希望的在壁厚中央部温度为780℃～630℃之间平均为7～49℃/秒的冷却速度冷却至630℃以下，可以稳定地得到所希望的组织。

[0151] 另外，当水量密度小于1m3/m2分钟、或者喷嘴在钢管的输送方向上小于2列、或者冷却水的喷射速度小于1m/秒时，因沸腾膜等的影响而无法获得所希望的冷却速度。另外，除了水量密度以外，为了通过沸腾膜的快速除去而确保冷却速度，将喷嘴倾斜设置、使喷嘴对向设置等也是有效的。

[0152] 实施例

[0153] (实施例1)

[0154] 对表1所示组成的钢坯(钢原材)(壁厚：250mm)实施由表2所示条件的加热、精轧、精轧结束后的冷却、卷取构成的热轧工序，制成表2所示板厚的热轧钢带。将这些热轧钢带切割为规定的宽度后，以冷加工方式连续实施作为常用制管工序的辊轧成型，制成截面为大致圆形的管状成型体。然后，将圆周方向端部彼此对接，通过高频电阻加热将圆周方向端部加热至熔点以上，利用挤压辊进行压接并进行电阻焊，由此实施制管工序，制成电阻焊钢管(外径：26in.φ(660.4mmφ))。另外，在辊轧成型中，未在钢带端部上赋予锥形坡口。另外，电阻焊在大气中进行。

[0155] 接着，在制管工序后，对电阻焊焊接部实施热处理。

[0156] 热处理是以在线方式对电阻焊焊接部实施表2所示条件的加热和冷却的处理。加热使用以在线方式配设的高频感应加热装置来进行。另外，加热后的冷却如下进行：设置连接有能够向电阻焊焊接部上方喷射水量密度为2m3/m2分钟的棒状冷却水的喷嘴的冷却集管，并在钢管的输送方向上配设10列该冷却集管。另外，冷却集管以能够分别地对冷却水的注水进行开-关控制并且能够以2m/秒的速度从喷嘴喷射棒状冷却水的方式进行配设。另外，在钢管输送方向的下游侧测定电阻焊焊接部的温度，并基于测定的电阻焊焊接部温度对来自各冷却集管的注水进行开-关控制，调节电阻焊焊接部的冷却速度。

[0157] 从得到的电阻焊钢管的母材部和电阻焊焊接部裁取试验片，实施拉伸试验、冲击试验、HIC试验、夹杂物量测定试验。试验方法如下所述。

[0158] (A)拉伸试验

[0159] 按照JIS Z 2241的规定，在母材部以拉伸方向为管轴方向的方式从得到的电阻焊钢管的母材部和电阻焊焊接部裁取JIS 12C号试验片。在电阻焊焊接部，按照JIS Z 2241的规定，以拉伸方向为圆周方向的方式裁取JIS 1A号试验片，进行拉伸试验，求出拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS)。

[0160] (B)冲击试验

[0161] 按照JIS Z 2242的规定，在电阻焊焊接部以缺口部与电阻焊焊接部的中央部一致的方式从得到的电阻焊钢管的母材部和电阻焊焊接部沿圆周方向裁取V形缺口夏比试验片(10mm厚)，在试验温度-50℃下实施夏比冲击试验，求出吸收能vE-50。另外，试验片数为各3片。

[0162] (C)HIC试验

[0163] 从得到的电阻焊钢管的母材部和电阻焊焊接部裁取浸渍试验片(大小：厚10mm×宽20mm×长160mm)，在NACE TM0284所规定的NACE溶液A溶液(0.5％CH3COOH+5％NaCl+饱和H2S)中浸渍96小时。浸渍后，通过超声波探伤法求出各试验片的裂纹面积率CAR。

[0164] (D)夹杂物量测定试验

[0165] 以电阻焊焊接部中央为中心，从得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部切下板状样品(大小：宽2mm×厚：管壁厚×长：管壁厚)，在10％AA电解液中进行电解提取。电解提取后，使用孔径为2μm的过滤网，提取2μm以上的夹杂物，在碱熔解后，通过ICP分析，测定所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的含量，求出其合计量。将所得的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量作为存在于电阻焊焊接部的粗大的夹杂物量。将得到的结果示于表3。

[0166]

[0167]

[0168]

[0169] 本发明例均为如下所述的电阻焊钢管：母材部、电阻焊焊接部均形成粒径dα为10μm以下的微细的准多边形铁素体以面积率计占90％以上的组织，具有屈服强度YS为400MPa以上的高强度、在-50℃下的夏比冲击试验吸收能vE-50为150J以上的优良的低温韧性，并且保持在NACE TM0284所规定的NACE溶液A溶液中浸渍96小时后裂纹面积率CAR为5％以下的优良的耐HIC性。另外，准多边形铁素体以外的余量为以面积率计小于10％的珠光体、准珠光体、渗碳体、贝氏体、马氏体。

[0170] 另一方面，偏离本发明范围的比较例，其母材部、电阻焊焊接部未得到以微细的准多边形铁素体为主相的组织，或者电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量超过89质量ppm，夹杂物量增加。因此，比较例无法确保所希望的高强度，或者低温韧性下降，或者耐HIC性下降。

[0171] C、Mn、Nb、V、Ti中的任意一种低于本发明范围而偏离的比较例(钢管No.7、No.11、No.19、No.21)，其母材、电阻焊焊接部均形成更软质的多边形铁素体组织，YS低于400MPa，无法获得所希望的高强度。另外，C、Mn、Nb、V、Ti中的任意一种高于本发明范围而偏离的比较例(钢管No.8、No.12、No.18、No.20、No.22)，其母材、电阻焊焊接部的低温韧性和耐HIC性均下降。Si、Al、Ca、O中的任意一种偏离本发明范围的比较例(钢管No.9、No.10、No.15、No.16、No.24、No.26)，电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量超过89质量ppm，电阻焊焊接部的低温韧性和耐HIC性下降。另外，P、S、Ca、N、Pcm中的任意一种偏离本发明范围的比较例(钢管No.13、No.14、No.23、No.24、No.25、No.27)，其低温韧性和耐HIC性下降。

[0172] (实施例2)

[0173] 使用表1所示的钢No.A～F的钢原材(钢坯)，通过表4所示条件的热轧工序制成表4所示板厚的热轧钢带。将这些热轧钢带切割为规定的宽度，通过连续进行辊轧成型、电阻焊的制管工序，制成表4所示尺寸的电阻焊钢管。另外，对于一部分钢管，在辊轧成型时在钢管宽度方向端部赋予表4所示尺寸的锥形坡口。另外，除了一部分钢管以外，电阻焊在大气中进行。对于一部分钢管，在电阻焊时向气氛中吹入非氧化性气体。此时，气体吹入用喷嘴使用配置为3层的喷嘴，在将氧分压降低至45质量ppm的条件下进行。

[0174] 接着，对得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部实施在表4所示的条件下进行加热冷却的热处理。此时，加热使用以在线方式配设的感应加热装置。另外，冷却如下进行：在输送方向上配设10列连接有能够向电阻焊焊接部上方喷射水量密度为2m3/m2分钟的棒状冷却水的喷嘴的冷却集管，并以2m/秒以上的速度从喷嘴喷射棒状冷却水。另外，冷却集管以能够分别地对冷却水的注水进行控制的方式配设，在输送方向的下游侧测定电阻焊焊接部的温度，并基于测定的电阻焊焊接部温度对来自各冷却集管的注水进行开-关控制，调节电阻焊焊接部的冷却速度。

[0175] 与实施例1同样地，从得到的电阻焊钢管裁取试验片，实施拉伸试验、冲击试验、HIC试验、夹杂物量测定试验。试验方法与实施例1同样。将所得的结果示于表5。

[0176]

[0177]

[0178] 本发明例中，母材部、电阻焊焊接部均形成粒径dα为10μm以下的微细的准多边形铁素体以面积率计占90％以上的组织。另外，本发明例成为如下所述的电阻焊钢管：具有屈服强度YS为400MPa以上的高强度、在-50℃下的夏比冲击试验吸收能vE-50为150J以上的优良的低温韧性，并且保持在NACE TM0284所规定的NACE溶液A溶液中浸渍96小时后裂纹面积率CAR为5％以下的优良的耐HIC性。另外，准多边形铁素体以外的余量为以面积率计小于10％的珠光体、准珠光体、渗碳体、贝氏体、马氏体。

[0179] 偏离本发明范围的比较例无法确保所希望的高强度，或者低温韧性下降，或者耐HIC性下降。

[0180] 热轧的加热温度高于本发明范围而偏离的比较例(钢管No.A2)、热轧中在未再结晶温度范围内的轧制率低于本发明范围而偏离的比较例(钢管No.A5)、热轧结束后的冷却速度低于本发明范围而偏离的比较例(钢管No.A16)，其母材部的组织形成粗大化的组织，母材部的韧性下降。另外，热轧中钢原材的加热温度低于本发明范围而偏离的比较例(钢管No.A3)、热轧中钢原材的加热保持时间低于本发明范围而偏离的比较例(钢管No.A4)、热轧结束后的冷却速度高于本发明范围而偏离的比较例(钢管No.A20)，其母材部的耐HIC性下降。

[0181] 另外，热处理中的加热温度低于本发明范围而偏离的比较例(钢管No.A11、No.A21)、热处理中加热后的冷却速度低于本发明范围而偏离的比较例(钢管No.A6、No.A26)，其电阻焊焊接部的组织粗大化，强度下降，韧性下降。另外，热处理中的加热温度高于本发明范围而偏离的比较例(钢管No.A15、No.A25)、热处理中加热后的冷却速度高于本发明范围而偏离的比较例(钢管No.A10、No.A30)，其电阻焊焊接部的组织形成与所希望的由微细的准多边形铁素体构成的组织不同的组织，电阻焊焊接部的韧性、耐HIC性下降。

[0182] 需要说明的是，在电阻焊时，赋予了钢带宽度端部的坡口的本发明例(钢管No.A14)、在电阻焊时进行了气氛控制的本发明例(钢管No.A24)，存在于电阻焊焊接部的圆当量直径为2μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量均低至20质量ppm以下，电阻焊焊接部的vE-50均为400J以上，低温韧性均显著提高。另外，在热处理中在加热冷却后进一步进行了450℃×1分钟的回火的本发明例(钢管No.A28)也同样地得到了良好的低温韧性和良好的耐HIC性。

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