具有優(yōu)良的低溫韌性的高強度厚壁電阻焊鋼管及其制造方法

具有優(yōu)良的低溫韌性的高強度厚壁電阻焊鋼管及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明的目的在于提供具有400MPa以上的屈服強度并且低溫韌性和耐HIC性均優(yōu)良的高強度厚壁電阻焊鋼管。將鋼原材加熱至1200?1280°C的溫度范圍并保持后，實施使未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)的軋制率為20%以上的熱軋，在熱軋結(jié)束后，以7?49°C/秒的冷卻速度冷卻至630°C以下的冷卻停止溫度，在400°C以上且低于600°C的溫度下進行卷取，制成熱軋鋼帶，對該熱軋鋼帶進行輥軋成型、電阻焊而制成電阻焊鋼管，進一步實施如下的熱處理：對電阻焊焊接部進行加熱使得壁厚整個厚度在800°C?1150°C的范圍內(nèi)，接著以7?49°C/秒的平均冷卻速度冷卻至630°C以下，所述鋼原材以質(zhì)量％計含有C:0.025?0.084%,Si:0.10?0.30%,Mn:0.70?1.80%，調(diào)節(jié)了P、S、Al、N、0含量，進一步含有Nb：0.001?0.065%、V:0.001?0.065%、Ti：0.001?0.033%,Ca:0.0001?0.0035%，并且Pcm滿足0.20以下。由此，制成母材部和電阻焊焊接部的韌性和耐HIC性均優(yōu)良的高強度厚壁電阻焊鋼管。
【專利說明】具有優(yōu)良的低溫韌性的高強度厚壁電阻焊鋼管及其制造方 法

【技術領域】
[0001] 本發(fā)明涉及高強度厚壁電阻焊鋼管（high-strength thick-walled electric resistance welded steel pipe),特別是涉及電阻焊焊接部的可靠性提高。需要說明的 是，此處所述的"高強度"是指屈服強度YS為400MPa以上的情況，"厚壁"是指壁厚為16? 32mm的情況。

【背景技術】
[0002] -直以來，電阻焊鋼管可以用作石油、天然氣等的開采用途、輸送用途等。然而，由 于電阻焊焊接部的韌性低，因此存在如下問題：可靠性低，其用途僅限于低溫韌性、耐氫致 開裂性（Hydrogen Induced Cracking,以下也稱為HIC)的要求水平不嚴格的部位。
[0003] 針對該問題，例如，在專利文獻1中記載了一種低溫韌性優(yōu)良的高張力電阻焊鋼 管的制造方法，其中，對具有規(guī)定組成的原材鋼板進行電阻焊，然后，將電阻焊焊接部在 790°C?1050°C下加熱5秒以上，以30°C /秒?150°C /秒的冷卻速度從770°C?890°C 的溫度開始驟冷，使電阻焊焊接部形成微細針狀鐵素體（fine acicular ferrite)組織。 但是存在如下問題：專利文獻1記載的技術中使用的鋼板的板厚為約8. 0mm，為薄壁，而 且得到的電阻焊鋼管的焊接部韌性以脆性轉(zhuǎn)變溫度（fracture appearance transition temperature)計最高為約-40°C，韌性改善的程度小。另外，在專利文獻2中記載了一種 低溫韌性優(yōu)良的高張力電阻焊鋼管的制造方法，其中，對具有規(guī)定組成的原材鋼板進行電 阻焊，然后，將電阻焊焊接部在790°C?1050°C下加熱5秒以上，以30°C /秒?150°C / 秒的冷卻速度從750°C?950°C的溫度開始驟冷，使電阻焊焊接部形成微細針狀鐵素體組 織，然后，在400?700°C下加熱1分鐘以內(nèi)，進行消除應力熱處理（stress relief heat treatment)〇
[0004] 另外，在專利文獻3中記載了一種低溫韌性優(yōu)良的高張力電阻焊鋼管的制造 方法，其中，對具有規(guī)定組成的鋼板進行電阻焊，然后，將電阻焊焊接部加熱至850°C? 1000°C后，以大于30°C /秒且為KKTC /秒以下的冷卻速度從Ar3相變點以上快速冷卻至 冷卻停止溫度：(Arl相變點-50°C )?（Arl相變點-100°C )，然后進行弱冷卻。
[0005] 現(xiàn)有技術文獻 [0006] 專利文獻
[0007] 專利文獻1 :日本特公平01-58253號公報
[0008] 專利文獻2 :日本特公平03-60888號公報
[0009] 專利文獻3 :日本特公平07-42509號公報


【發(fā)明內(nèi)容】

[0010] 發(fā)明所要解決的問題
[0011] 然而，為了將專利文獻2中記載的技術應用于超過20_的厚壁電阻焊鋼管，需要 用于進行加熱、消除應力熱處理（除去應力）處理的寬大的加熱爐，在經(jīng)濟性方面殘留有問 題。另外，在將專利文獻3中記載的技術應用于超過20_的厚壁電阻焊鋼管時，如果加熱是 從外面進行的加熱，則存在難以將中心部溫度加熱調(diào)節(jié)至850°C?KKKTC的范圍的問題。
[0012] 本發(fā)明的目的在于解決這樣的現(xiàn)有技術的問題，提供低溫韌性優(yōu)良、并且耐HIC 性也優(yōu)良的高強度厚壁電阻焊鋼管。需要說明的是，此處所述的"低溫韌性優(yōu)良"是指母材 部和電阻焊焊接部在按照JIS Z2242的規(guī)定的夏比沖擊試驗中在試驗溫度-50°c下的圓周 方向的吸收能vE_5(l均為150J以上的情況。另外，"耐HIC性優(yōu)良"是指母材部和電阻焊焊 接部在NACE TM0284所規(guī)定的NACE溶液A溶液（0. 5% CH3C00H+5% NaCl+飽和H2S)中浸 漬96小時后裂紋面積率CAR (Crack Area Ratio)均為5%以下的情況。
[0013] 用于解決問題的方法
[0014] 為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明人特別對顯微組織和氧化物（夾雜物）給壁厚超過 16_的厚壁電阻焊鋼管的母材部和電阻焊焊接部的低溫韌性及耐HIC特性帶來的影響系 統(tǒng)地進行了深入研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，進一步將電阻焊后的熱處理方法與使用的鋼板的組成和 熱軋條件關聯(lián)地控制為特定的范圍，由此，可以同時提高電阻焊鋼管的母材部和電阻焊焊 接部的低溫韌性和耐HIC特性，可以制造電阻焊焊接部的可靠性特別提高的電阻焊鋼管。
[0015] 首先，對于本發(fā)明人進行的、針對構(gòu)成本發(fā)明基礎的電阻焊焊接部的可靠性提高 的實驗結(jié)果進行說明。
[0016] 準備組成為以質(zhì)量％計含有0? 01?0? 20% C-0. 01?L 00% Si-O. 50?3. 00% Mn-O. 001 ?0. 100 % Al-O ?0. 150 % Nb-O ?0. 150 % V-O ?0. 150 % Ti-O ?0. 0050 % Ca-O. 005?0. 0100% N的壁厚為16?32mm的厚壁電阻焊鋼管（外徑為660. 4臟?。?。
[0017] 接著，使用感應加熱裝置（induction heating apparatus)，對準備的這些電阻焊 鋼管的電阻焊焊接部實施使加熱溫度、加熱后的冷卻進行各種改變的熱處理（電阻焊后熱 處理）。從后熱處理后的電阻焊焊接部裁取試驗片，實施沖擊試驗、HIC試驗、夾雜物量測定 試驗。試驗方法如下所述。
[0018] (1)沖擊試驗
[0019] 按照JIS Z 2242的規(guī)定，以缺口部與電阻焊焊接部的中央部一致的方式從電阻焊 焊接部沿圓周方向裁取V形缺口夏比試驗片（IOmm厚），在試驗溫度-50°C下實施夏比沖擊 試驗,求出吸收能vE_ 5(l。另外，試驗片數(shù)為各3片。
[0020] (2) HIC 試驗
[0021] 從電阻焊焊接部裁取浸漬試驗片（大?。汉馡OmmX寬20mmX長160mm)，在NACE TM0284所規(guī)定的NACE溶液A溶液（0. 5% CH3C00H+5% NaCl+飽和H2S)中浸漬96小時。使 用浸漬法、超聲波探傷法求出各試驗片的裂紋面積率CAR。
[0022] (3)夾雜物量測定試驗
[0023] 以電阻焊焊接部中央為中心，從電阻焊焊接部切下板狀樣品（大?。簩?mmX厚： 管壁厚X長：管壁厚），在10%AA電解液中進行電解提取。電解提取后，使用孔徑為2pm 的過濾網(wǎng)，提取夾雜物（圓當量直徑為2iim以上），在堿熔解后，通過ICPdnductively Coupled Plasma,感應稱合等離子體）分析，測定所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的含量，求出其 合計量。將所得的圓當量直徑為2 y m以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量 作為存在于電阻焊焊接部的夾雜物量。
[0024] 將所得的結(jié)果以熱處理的加熱溫度與加熱后的冷卻速度的關系示于圖1、圖2。圖 1關于vE_ 5(l，圖2關于CAR。需要說明的是，加熱后的冷卻速度使用在壁厚中心部溫度為 780?630°C之間的平均冷卻速度。
[0025] 由圖1、2可知，當電阻焊焊接部的加熱溫度為800?1150°C的范圍并且加熱后的 冷卻速度在780?630°C之間平均為7?49°C /秒的范圍時，vE_5Q為150J以上，顯示出優(yōu) 良的電阻焊焊接部韌性，CAR為5%以下，顯示出優(yōu)良的耐HIC性。
[0026] 由此發(fā)現(xiàn)，如果在電阻焊后對電阻焊焊接部實施上述條件范圍的熱處理，則會形 成兼具優(yōu)良的低溫韌性和優(yōu)良的耐HIC性的電阻焊焊接部。
[0027] 另外，將所得的結(jié)果以vE_5(l、CAR與圓當量直徑為2 ii m以上的夾雜物中含有的Si、 Mn、Al、Ca、Cr的合計量的關系示于圖3。
[0028] 由圖3可知，如果圓當量直徑為2iim以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的 合計量超過89質(zhì)量ppm，則電阻焊焊接部的vE_5(l降低，CAR增加，韌性和耐HIC性均下降。 [0029] 也就是說，著眼于電阻焊焊接部中存在的、作為對特性產(chǎn)生影響的夾雜物的代表 的圓當量直徑為2 y m以上的夾雜物，發(fā)現(xiàn)如果存在于電阻焊焊接部的圓當量直徑為2 y m 以上的夾雜物量超過規(guī)定值，則電阻焊焊接部的韌性、耐HIC性顯著下降。本發(fā)明是基于這 種見解并進一步進行研究而完成的。也就是說，本發(fā)明的主旨如下所述。
[0030] (1) 一種耐HIC性優(yōu)良的高強度厚壁電阻焊鋼管，其特征在于，
[0031] 具有如下組成：以質(zhì)量％計，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、0 :0. 0030%以下，并且由下述（1)式定義的Pcm滿足0. 20以下，余量由Fe 和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
[0032] 而且，母材部和電阻焊焊接部均具有含有以面積率計為90%以上的粒徑為IOym 以下的準多邊形鐵素體的組織，并且屈服強度YS均為400MPa以上，均具有夏比沖擊試驗 中-50°C下的吸收能vE_5Q為150J以上的高韌性，
[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 為各元素的含量（質(zhì)量％ ))。
[0035] (2)如（1)所述的高強度厚壁電阻焊鋼管，其特征在于，在所述組成的基礎上，以 質(zhì)量％計進一步含有B :0. 0030%以下。
[0036] (3)如⑴或⑵所述的高強度厚壁電阻焊鋼管，其特征在于，在所述組成的基礎 上，以質(zhì)量％計進一步含有選自Cu :0.001?0.350%、Ni :0.001?0.350%、Mo :0.001? 0? 350%、Cr :0? 001?0? 700%中的1種或2種以上。
[0037] (4)如⑴?⑶中任一項所述的高強度厚壁電阻焊鋼管，其特征在于，存在于所 述電阻焊焊接部的圓當量直徑為2 ii m以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量 以質(zhì)量％計為〇. 0089%以下。
[0038] (5) -種耐HIC性優(yōu)良的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其為實施熱軋工序 和制管工序的電阻焊鋼管的制造方法，所述熱軋工序中，在對鋼原材實施加熱、熱軋后，進 行冷卻、卷取而制成熱軋鋼帶，所述制管工序中，對經(jīng)過該熱軋工序后的所述熱軋鋼帶以冷 加工方式連續(xù)實施輥軋成型而制成截面為大致圓形的管狀成型體，然后，將該管狀成型體 的圓周方向端部彼此對接并進行電阻焊而制成電阻焊鋼管，所述制造方法的特征在于，
[0039] 所述鋼原材具有如下組成：以質(zhì)量％計含有C :0.025?0.084%、Si :0. 10? 0? 30 %、Mn :0? 70 ?L 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、0:0. 0030%以下，并且由下述（1)式定義的Pcm滿足0.20以 下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
[0040] Pcm = C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…（1)
[0041] (其中，（：、51、111、(：11、附、0、1〇、￥、8為各元素的含量（質(zhì)量％))，
[0042] 所述熱軋工序如下：將所述鋼原材加熱至加熱溫度為1200?1280°C的溫度范圍 的溫度，保持90分鐘以上，然后，實施使未再結(jié)晶奧氏體區(qū)的熱軋率為20%以上的熱軋，在 該熱軋結(jié)束后，以板厚中央部溫度為780°C?630°C的范圍內(nèi)平均為7?49°C /秒的冷卻速 度冷卻至630°C以下的冷卻停止溫度，在400°C以上且低于600°C的卷取溫度下進行卷取， 制成熱軋鋼帶，
[0043] 在所述制管工序后，實施如下熱處理：以在線方式對所述電阻焊鋼管的電阻焊焊 接部進行加熱，使得壁厚整個厚度在800°C?1150°C的范圍內(nèi)，然后，以壁厚中央部溫度為 780°C?630°C的范圍內(nèi)平均為7?49°C /秒的冷卻速度冷卻至630°C以下的冷卻停止溫 度，然后自然冷卻，
[0044] 從而使母材部和電阻焊焊接部的屈服強度YS均為400MPa以上，且均具有夏比沖 擊試驗中-50°C下的吸收能vE_ 5Q為150J以上的高韌性。
[0045] (6)如（5)所述的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，在所述制管工 序的所述輥軋成型的翅片成型中，對所述熱軋鋼帶的寬度方向端面賦予錐形坡口時，將該 錐形坡口的錐形開始位置與成為管外表面的表面或成為管內(nèi)表面的表面在鋼帶壁厚方向 的距離設定為熱軋鋼帶壁厚的2?60%。
[0046] (7)如（5)或（6)所述的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，將所述 制管工序中的所述電阻焊的氣氛氧分壓與由下述（2)式定義的鋼水的易氧化度f My關聯(lián)并 調(diào)節(jié)至900/fray質(zhì)量ppm以下，
[0047] foxy = Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca- (2)
[0048] (其中，Mn、Si、Cr、Al、Ca為各元素的含量（質(zhì)量％ ))。
[0049] (8)如（5)?（7)中任一項所述的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其特征在 于，在所述組成的基礎上，以質(zhì)量％計進一步含有B :0.0030%以下。
[0050] (9)如（5)?⑶中任一項所述的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其特征在 于，在所述組成的基礎上，以質(zhì)量％計進一步含有選自Cu :0. 001?0. 350%、Ni :0. 001? 0? 350%、M〇 :0? 001 ?0? 350%、Cr :0? 001 ?0? 700%中的 1 種或 2 種以上。
[0051] (10)如（5)?（9)中任一項所述的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其特征在 于，所述熱處理中的冷卻如下：在輸送方向上至少配設多列連接有能夠向所述電阻焊焊接 部上方噴射水量密度為ImVm 2分鐘以上的棒狀冷卻水的噴嘴的冷卻集管，以Im/秒以上的 速度從所述噴嘴噴射所述棒狀冷卻水。
[0052] (11)如（10)所述的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，所述配設多 列的冷卻集管以能夠分開控制各冷卻水的注入的方式進行配設。
[0053] 發(fā)明效果
[0054] 根據(jù)本發(fā)明，可以容易并且穩(wěn)定地制造母材部和電阻焊焊接部的低溫韌性均優(yōu) 良、而且耐HIC性也均優(yōu)良的高強度厚壁電阻焊鋼管，在產(chǎn)業(yè)上發(fā)揮顯著的效果。另外，本 發(fā)明的高強度厚壁電阻焊鋼管還具有如下效果：電阻焊焊接部的低溫韌性、耐HIC性均優(yōu) 良，電阻焊焊接部的可靠性提高，可以穩(wěn)定地應用于要求優(yōu)良的低溫韌性、耐HIC性的用 途。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0055] 圖1是表示加熱溫度與加熱后冷卻速度的關系對電阻焊焊接部的vE_5(l產(chǎn)生的影 響的圖。
[0056] 圖2是表示加熱溫度與加熱后冷卻速度的關系對電阻焊焊接部在NACE溶液A溶 液中浸漬后的裂紋面積率CAR產(chǎn)生的影響的圖。
[0057] 圖3是表示存在于電阻焊焊接部的圓當量直徑為2 y m以上的夾雜物中含有的Si、 Mn、Al、Ca、Cr的合計量（質(zhì)量ppm)對電阻焊焊接部的vE_5Q以及在NACE溶液A溶液中浸 漬后的裂紋面積率CAR產(chǎn)生的影響的圖。

【具體實施方式】
[0058] 本發(fā)明的高強度厚壁電阻焊鋼管為壁厚16?32mm的厚壁，母材部和電阻焊焊接 部均具有屈服強度YS為400MPa以上的高強度和在試驗溫度-50°C下的圓周方向的夏比沖 擊試驗吸收能vE_ 5Q為150J以上的優(yōu)良的低溫韌性。并且是在NACE溶液A溶液中浸漬96 小時后裂紋面積率CAR(Crack Area Ratio)為5%以下的耐HIC性也優(yōu)良的電阻焊鋼管。
[0059] 首先，對本發(fā)明電阻焊鋼管的組成限定理由進行說明。另外，下文中，組成的質(zhì) 量％僅用％表示。
[0060] C :0? 025 ?0? 084%
[0061] C 形成珠光體（perlite)、準珠光體（quasi-perlite)、滲碳體（cementite)、貝氏 體（bainite)、馬氏體（martensite)等硬質(zhì)相，具有使鋼管的強度增加的作用。另外，C在 電阻焊時通過凝固點下降、與氣相中O 2的CO形成反應等，對電阻焊焊接部的氧化物形成產(chǎn) 生影響。為了確保該效果，需要含有0.025%以上。當C低于0.025%時，無法確保所希望 的屈服強度YS :400MPa以上。另一方面，如果C超過0. 084%而大量含有，則電阻焊焊接部 和母材部的硬質(zhì)相的百分率超過10%，低溫韌性下降，_50°C下的夏比沖擊試驗吸收能vE_ 5Q 低于150J。與此同時，在NACETM0284所規(guī)定的NACE溶液A溶液中浸漬96小時后的裂紋 面積率CAR超過5%，耐HIC性下降。基于上述理由，將C限定在0. 025?0. 084%的范圍。 另外，優(yōu)選為〇. 030?0. 060%。
[0062] Si :0? 10 ?0? 30%
[0063] Si具有通過固溶強化而增加電阻焊鋼管的強度的作用。另外，Si與0的親和力 比Fe強，在電阻焊焊接部中與Mn氧化物一同形成粘度高的共晶氧化物。當Si含量低于 0. 10 %時，共晶氧化物中的Mn濃度提高，氧化物的熔點高于鋼水溫度，容易以氧化物的形 式殘留在電阻焊焊接部中。因此，存在于電阻焊焊接部的2pm以上的夾雜物中含有的Si、 Mn、Al的合計超過89質(zhì)量ppm，韌性下降，并且耐HIC性也下降?；谏鲜隼碛?，將Si限定 在0. 10%以上。
[0064] 另一方面，如果Si含量超過0. 30%，則共晶氧化物中的Si濃度增加，氧化物的熔 點高于鋼水溫度，容易以氧化物的形式殘留在電阻焊焊接部中。2 y m以上的夾雜物中含有 的Si、Mn、Al的合計超過89質(zhì)量ppm，并且氧化物的絕對量增加，韌性下降，并且耐HIC性 下降?；谏鲜隼碛?，將Si限定在0.30%以下。另外，優(yōu)選為0.15?0.25%。
[0065] Mn :0? 70 ?1. 80%
[0066] Mn具有通過固溶強化和相變組織強化而增加電阻焊鋼管的強度的作用。另外，Mn 與〇的親和力比Fe強，在電阻焊焊接部中與Si氧化物一同形成粘度高的共晶氧化物。當 Mn含量低于0. 70 %時，共晶氧化物中的Si濃度提高，氧化物的熔點高于鋼水溫度，容易以 氧化物的形式殘留在電阻焊焊接部中。因此，存在于電阻焊焊接部的2pm以上的夾雜物中 含有的Si、Mn、Al的合計超過89質(zhì)量ppm，韌性下降，并且耐HIC性下降。此外，當Mn含量 低于0. 70%時，母材部和電阻焊焊接部的組織形成粒徑da大于IOym的粗大的準多邊形 鐵素體，因此韌性下降?；谏鲜隼碛?，將Mn限定在0.70%以上。
[0067] 另一方面，如果Mn含量超過1.80%而大量含有，則共晶氧化物中的Mn濃度提高， 氧化物的熔點高于鋼水溫度，容易以氧化物的形式殘留在電阻焊焊接部中。因此，存在于 電阻焊焊接部的圓當量直徑為2 y m以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al的合計超過89質(zhì)量 ppm，并且作為氧化物的絕對量增加。另外，如果Mn含量超過1.80%，則母材部和電阻焊焊 接部的硬質(zhì)相百分率增加，以面積率計超過10%。因此，韌性下降，耐HIC性也下降?；?上述理由，將Mn限定在0. 70?1. 80%。另外，優(yōu)選為0. 85?1. 65%。
[0068] P :0? 001 ?0? 018%
[0069] P是有助于強度增加的元素，但會在晶界等發(fā)生偏析而使韌性下降。另外，P與Mn 共偏析而使母材部和電阻焊焊接部的耐HIC性下降。因此，希望盡可能地減少P，但極端的 降低會導致精煉成本的高漲。另外，如果含量超過0. 018%，則上述韌性、耐HIC性的下降變 得顯著。因此，將P限定在0.001?0.018%。另外，優(yōu)選為0.013%以下。
[0070] S :0? 0001 ?0? 0029%
[0071] S以MnS的形式析出在電阻焊焊接部和母材部中，使韌性、耐HIC性下降。因此， 希望盡可能地減少S，但過度的降低會導致精煉成本的高漲。另一方面，如果含量超過 0.0029%，則韌性、耐HIC性的下降變得顯著。因此，將S限定在0.0001?0.0029%。另 夕卜，優(yōu)選為〇? 0001?〇? 0019%。
[0072] Al :0? 01 ?0? 10%
[0073] Al是在煉鋼階段作為脫氧劑發(fā)揮作用的元素。另外，Al以AlN的形式析出在奧氏 體中，從而抑制奧氏體加熱時的晶粒生長，具有提高鋼的低溫韌性的作用。另外，Al與0的 親和力比Si、Mn強，以固溶于2Mn0-Si0 2(Tephroite，猛橄欖石）等Mn-Si共晶氧化物的形 式形成氧化物。為了獲得這種效果，需要含有0.01%以上。當Al低于0.01%時，無法確保 煉鋼階段的脫氧能力，鋼的潔凈度下降，存在于電阻焊焊接部的圓當量直徑為2pm以上的 夾雜物中含有的Si、Mn、Al的合計超過89ppm。因此，韌性、耐HIC性下降。
[0074] 另一方面，如果含有超過0. 10%的A1，則共晶氧化物中的Al濃度提高，氧化物的 熔點高于鋼水溫度，容易以氧化物的形式殘留在電阻焊焊接部中。存在于電阻焊焊接部的 圓當量直徑為2 iim以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al的合計超過89質(zhì)量ppm。因此，韌性、 耐HIC性下降?；谏鲜隼碛桑瑢l限定在0.01?0.10%的范圍。另外，優(yōu)選為0.03? 0? 08%。
[0075] Nb :0? 001 ?0? 065%
[0076] Nb主要以碳化物的形式析出，具有增加電阻焊鋼管的強度的作用。為了獲得這種 效果，需要含有0. 001 %以上。另一方面，如果超過0. 065%而大量含有，則未固溶的大型Nb 碳氮化物殘留，因此韌性和耐HIC性下降。因此，將Nb限定在0.001?0.065%的范圍。另 夕卜，優(yōu)選為〇? 005?0? 050 %。
[0077] V :0? 001 ?0? 065%
[0078] V與Nb同樣，主要以碳化物的形式析出，具有增加電阻焊鋼管的強度的作用。為了 獲得這種效果，需要含有〇. 001 %以上。另一方面，如果超過〇. 065%而大量含有，則未固溶 的大型V碳氮化物殘留，因此韌性和耐HIC性下降。因此，將V限定在0. 001?0. 065%的 范圍。另外，優(yōu)選為0.005?0.050%。
[0079] Ti :0? 001 ?0? 033%
[0080] Ti與Nb、V同樣，主要以碳化物的形式析出，具有增加電阻焊鋼管的強度的作用。 為了獲得這種效果，需要含有0. 001 %以上。另一方面，如果超過0. 033%而大量含有，則 未固溶的大型Ti碳氮化物殘留，因此韌性和耐HIC性下降。因此，將Ti限定在0. 001? 0. 033%的范圍。另外，優(yōu)選為0. 005?0. 020%。
[0081] Ca :0? 0001 ?0? 0035%
[0082] Ca是具有將鋼中的硫化物的形態(tài)控制為球狀的作用的元素，使電阻焊焊接部附近 的韌性、耐HIC性提高。為了獲得這種效果，需要含有0.0001 %以上。另一方面，如果含量 超過0. 0035%，則由于Ca與0的親和力強，因此氧化物中的Ca濃度提高，氧化物的熔點高 于鋼水溫度，容易以氧化物的形式殘留在電阻焊焊接部中。因此，存在于電阻焊焊接部的圓 當量直徑為2 ii m以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca的合計超過89質(zhì)量ppm，并且作為 氧化物的絕對量增加。因此，韌性、耐HIC性下降?；谏鲜隼碛?，將Ca限定在0. 0001? 0. 0035%的范圍。另外，優(yōu)選為0. 0002?0. 0028%。
[0083] N :0.0050% 以下
[0084] N在電阻焊焊接部和母材部中以Ti (N，C)的形式析出或以固溶N的形式殘留，從而 使韌性、耐HIC性下降。因此，希望盡可能地減少N，但過度的降低會導致精煉成本的高漲， 因此優(yōu)選限定在0. 0001 %以上。另一方面，如果超過0. 0050%，則上述的韌性、耐HIC性的 下降變得顯著。因此，將N限定在0.0050%以下。另外，優(yōu)選為0.0001?0.0040%。
[0085] 0:0.0030% 以下
[0086] 0在電阻焊焊接部和母材部中以氧化物類夾雜物的形式殘留，從而使韌性、耐HIC 性下降。因此，希望盡可能地減少。如果0超過0. 0030%，則韌性、耐HIC性的下降變得顯 著。因此，將0限定在0.0030%以下。另外，過度的降低會導致精煉成本的高漲，因此優(yōu)選 設定為〇. 0001%以上。另外，優(yōu)選為〇. 0020%以下。
[0087] 上述組成為基本組成，在本發(fā)明中，在基本組成的基礎上，可以根據(jù)需要選擇含有 B :0. 0030% 以下、和 / 或選自 Cu :0. 001 ?0. 350%、Ni :0. 001 ?0. 350%、Mo :0. 001 ? 0? 350%、Cr :0? 001?0? 700%中的1種或2種以上。
[0088] B :0.0030% 以下
[0089] B通過提高淬透性而有助于增加電阻焊鋼管的強度。為了獲得這種效果，優(yōu)選含有 0. 0001 %以上。然而，即使含量超過0. 0030%，其效果也飽和，無法期待與含量相匹配的效 果。因此，在含有時，優(yōu)選將B限定在0.0030%以下。另外，更優(yōu)選為0.0020%以下。
[0090] 選自 Cu :0? 001 ?0? 350 %、Ni :0? 001 ?0? 350 %、Mo :0? 001 ?0? 350 %、Cr : 0. 001?0. 700%中的1種或2種以上
[0091] Cu、Ni、Mo、Cr均為有助于增加厚壁電阻焊鋼管的母材部和電阻焊焊接部的強度并 且抑制粗大的多邊形鐵素體形成的元素，可以根據(jù)需要選擇含有1種或2種以上。
[0092] Cu具有如下作用：通過提高厚壁電阻焊鋼管的母材部和電阻焊焊接部的淬透性 而確保所希望的高強度，抑制粒徑da大于IOym的粗大的多邊形鐵素體形成。另外，Cu還 具有提高電阻焊鋼管的耐HIC性的作用。為了確保這種效果，優(yōu)選含有0.001%以上。另一 方面，即使含量超過〇. 350%，其效果也飽和，無法期待與含量相匹配的效果。因此，在含有 時，優(yōu)選將Cu限定在0. 001?0. 350%的范圍。另外，更優(yōu)選為0. 05?0. 290%。
[0093] Ni與Cu同樣地具有如下作用：通過提高厚壁電阻焊鋼管的母材部和電阻焊焊接 部的淬透性而確保所希望的高強度，抑制粒徑d a大于10 y m的粗大的多邊形鐵素體形成。 另外，Ni還具有提高電阻焊鋼管的耐HIC性的作用。為了確保這種效果，優(yōu)選含有0. 001 % 以上。另一方面，即使含量超過0.350%，其效果也飽和，無法期待與含量相匹配的效果。因 此，在含有時，優(yōu)選將Ni限定在0. 001?0. 350%的范圍。另外，更優(yōu)選為0. 05?0. 290%。
[0094] Mo與Ni、Cu同樣地具有如下作用：通過提高厚壁電阻焊鋼管的母材部和電阻焊 焊接部的淬透性而確保所希望的高強度，抑制粒徑d a大于10 y m的粗大的多邊形鐵素體 形成。另外，Mo還具有提高電阻焊鋼管的耐HIC性的作用。為了確保這種效果，優(yōu)選含有 0. 001 %以上。另一方面，即使含量超過0. 350 %，其效果也飽和，無法期待與含量相匹配的 效果。因此，在含有時，優(yōu)選將Mo限定在0.001?0.350%的范圍。另外，更優(yōu)選為0.05? 0? 290%。
[0095] Cr與Mn同樣地具有如下作用：通過相變組織強化而有助于增加電阻焊鋼管的強 度，確保所希望的高強度，抑制粗大的多邊形鐵素體形成。為了確保這種效果，優(yōu)選含有 0.001 %以上。另外，Cr與0的親和力比Fe強，形成氧化物的傾向強，當含量超過0.700% 時，氧化物中的Cr濃度提高，氧化物的熔點高于鋼水溫度，因此容易以氧化物的形式殘留 在電阻焊焊接部中。因此，作為氧化物的絕對量增加，存在于電阻焊焊接部的圓當量直徑為 2 ii m以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Cr的合計超過89質(zhì)量ppm。因此，韌性、耐HIC性 下降?；谏鲜隼碛桑诤袝r，優(yōu)選將Cr限定在0.001?0.700%的范圍。另外，更優(yōu)選 為0? 01?0? 700%。進一步優(yōu)選為0? 02?0? 290%。
[0096] 在本發(fā)明中，以上述范圍并且以由下式定義的Pcm滿足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，（：、51、]?11、(：11、附、0、]\1〇、￥、8為各元素的質(zhì)量％含量）。
[0099] 另外，上述元素中，未含有的元素以零來計算。
[0100] Pcrn是與電阻焊焊接部在急速冷卻后的組織形成有關的參數(shù)，如果Pcm滿足0.20 以下，則可以使電阻焊焊接部的組織形成粒徑為IOum以下的準多邊形鐵素體的面積率為 90%以上的組織。如果Pcm超過0. 20而增大，則電阻焊焊接部中的準多邊形鐵素體的組織 百分率以面積率計小于90%，韌性下降。對于Pcm的下限不需要特別限定，但優(yōu)選為可以穩(wěn) 定地確保屈服強度YS為400MPa以上的0. 070以上。
[0101] 接著，對于本發(fā)明的高強度厚壁電阻焊鋼管的組織限定理由進行說明。
[0102] 本發(fā)明的高強度厚壁電阻焊鋼管，其母材部和電阻焊焊接部均具有含有以面積率 計為90%以上的粒徑為IOym以下的準多邊形鐵素體的組織。需要說明的是，此處，"準多 邊形鐵素體"是指"鋼的貝氏體照片集-1"（社團法人日本鋼鐵協(xié)會基礎共同研究會貝氏體 調(diào)查研究部會編："鋼的貝氏體照片集-1"，第4頁，1992. 6. 29發(fā)行，發(fā)行方：社團法人日本 鋼鐵協(xié)會）中記載的"Quasi-polygonal ferrite"（aq)。aq為無定形，相比于polygonal ferrite a p在更低的溫度下超過相變前的奧氏體晶界而形成、相變應變的大部分恢復的組 織。
[0103] 當準多邊形鐵素體以面積率計小于90%時，粗大的多邊形鐵素體增加，無法期待 希望的高強度、高韌性，或者貝氏體增加，強度變得過高，無法獲得希望的高韌性。因此，將 準多邊形鐵素體的百分率以面積率計限定在90%以上。另外，優(yōu)選為92%以上。另外，如果 準多邊形鐵素體的粒徑4超過IOym而粗大化，則無法確保所希望的高強度、高韌性?；?于上述理由，將準多邊形鐵素體的粒徑d a限定在IOym以下。另外，粒徑是使用基于JIS G 0551 (2005)的規(guī)定的切斷法測定的粒徑。
[0104] 另外，關于準多邊形鐵素體以外的第二相，允許以面積率計合計小于10%的珠光 體、準珠光體、滲碳體、貝氏體、馬氏體等。
[0105] 另外，在本發(fā)明的電阻焊鋼管的電阻焊焊接部中，存在于電阻焊焊接部的圓當量 直徑為2 i! m以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量優(yōu)選為0. 0089%以下。另 夕卜，對于合計量而言，當上述元素中有未含有的元素時，將該元素以零進行計算。圓當量直 徑為2 ii m以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量表示對特性產(chǎn)生影響的夾雜 物量，合計量越多，則夾雜物量越多。
[0106] 存在于電阻焊焊接部的夾雜物（氧化物）中，當圓當量直徑為2 以上的夾雜物 中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量小于89質(zhì)量ppm時，在NACE TM0284所規(guī)定的NACE溶 液 A 溶液（0? 5% CH3C00H+5% NaCl+ 飽和 H2S)中浸漬 96 小時后，CAR (Crack Area Ratio) 為5%以下，耐HIC性提高。并且，在試驗溫度-50°C下的電阻焊焊接部的夏比沖擊吸收能 vE_5(l超過150J，可以得到優(yōu)良的低溫韌性。另一方面，如果圓當量直徑為2pm以上的夾雜 物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量超過89ppm，則耐HIC性和低溫韌性均下降。基于上 述理由，優(yōu)選將圓當量直徑為2iim以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量限定 在89質(zhì)量ppm以下。另外，更優(yōu)選為39質(zhì)量ppm以下。
[0107] 另外，存在于電阻焊焊接部的夾雜物（氧化物）中，圓當量直徑為2pm以上的夾 雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量如下求出。
[0108] 以電阻焊焊接部中央為中心，從電阻焊鋼管的電阻焊焊接部切下板狀樣品（大 ?。簩?mmX厚：管壁厚X長：管壁厚），在10% AA電解液中進行電解提取。電解提取后， 使用孔徑為2 y m的過濾網(wǎng)，提取2 y m以上的夾雜物，在堿熔解后，通過ICP分析，測定所含 的Si、Mn、Al、Ca、Cr的含量。求出得到的各元素的含量的合計量，作為圓當量直徑為2 iim 以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量。
[0109] 接著，對本發(fā)明的電阻焊鋼管的制造方法的限定理由進行說明。
[0110] 對上述組成的鋼坯等鋼原材實施熱軋工序，制成熱軋鋼帶。進一步對得到的熱軋 鋼帶連續(xù)進行輥軋成型，制成管狀成型體，實施對該管狀成型體進行電阻焊的制管工序，制 成電阻焊鋼管。
[0111] 需要說明的是，對于鋼原材的制造方法不需要特別限定。優(yōu)選通過轉(zhuǎn)爐 (converter)等常用的烙煉方法將上述組成的鋼水烙煉，通過連鑄法（continuous casting)等常用的鑄造方法制成鋼坯等鋼原材。
[0112] 對鋼坯等鋼原材實施熱軋工序，制成熱軋鋼帶。
[0113] 熱軋工序中，將上述組成的鋼原材加熱至加熱溫度為1200?1280°C的溫度范圍 的溫度，保持90分鐘以上，然后，實施使未再結(jié)晶奧氏體區(qū)（未再結(jié)晶溫度范圍）的熱軋率 (軋制率）為20%以上的熱軋。在該熱軋結(jié)束后，以板厚中央部溫度為780°C?630°C的范 圍內(nèi)平均為7?49°C /秒的冷卻速度冷卻至630°C以下的冷卻停止溫度，在400°C以上且低 于600°C (400?599°C )的卷取溫度下進行卷取，制成熱軋鋼帶。
[0114] 加熱溫度：1200 ?128(TC
[0115] 鋼原材的加熱溫度對鋼管母材部的強度、低溫韌性、耐HIC性產(chǎn)生影響。當加熱 溫度低于1200°C時，Nb、V、Ti等析出強化元素未再固溶，作為粗大的析出物殘留，無法確保 所希望的屈服強度YS為400MPa以上的高強度。另外，粗大析出物的殘留會使耐HIC性下 降。另一方面，當加熱溫度為高于1280°C的高溫時，晶粒粗大化，得到的準多邊形鐵素體粗 大化，無法滿足所希望的粒徑d a SlOym以下。另外，如果組織粗大化，則韌性下降。基于 上述理由，將加熱溫度限定在1200?1280°C范圍的溫度。另外，將加熱保持時間設定為90 分鐘以上。當加熱保持時間少于90分鐘時，特別是在壁厚中心部中Nb、V、Ti等析出強化元 素未再固溶，作為粗大的析出物殘留，使耐HIC性下降。因此，將加熱保持時間限定在90分 鐘以上。
[0116] 對加熱后的鋼原材實施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋。在熱軋的精軋中，將未再結(jié)晶 奧氏體區(qū)（未再結(jié)晶溫度范圍）的熱軋率（軋制率）設定為20%以上，將精軋結(jié)束溫度設 定為780°C以上。
[0117] 未再結(jié)晶奧氏體區(qū)（未再結(jié)晶溫度范圍）的熱軋率（軋制率）：20%以上
[0118] 當未再結(jié)晶奧氏體區(qū)（未再結(jié)晶溫度范圍）的熱軋率（軋制率）小于20%時，組 織粗大化，無法確保所希望的韌性。因此，將未再結(jié)晶奧氏體區(qū)（未再結(jié)晶溫度范圍）的熱 軋率（軋制率）限定在20 %以上。另外，優(yōu)選為30 %以上。
[0119] 精軋結(jié)束溫度：780°C以上
[0120] 精軋中，優(yōu)選將精軋結(jié)束溫度設定為780°C以上。當精軋結(jié)束溫度低于780°C時， 軋制應變殘留，熱軋鋼板的韌性下降。熱軋結(jié)束后，在熱軋輸出輥道上進行冷卻。冷卻速 度是壁厚中央部溫度為從780°C至630°C平均為7?49°C /秒的范圍的冷卻速度，冷卻至 630°C以下的冷卻停止溫度，在400°C以上且低于600°C (400?599°C )的卷取溫度下進行 卷取。
[0121] 780°C?630°C的平均冷卻速度：7?49°C /秒
[0122] 當平均冷卻速度小于TC /秒時，生成粗大的多邊形鐵素體，無法確保所希望的高 韌性、高強度。另一方面，如果平均冷卻速度大于49°C /秒，則生成貝氏體、馬氏體，強度變 得過高，無法確保所希望的高韌性。基于上述理由，以780°C?630°C的平均為7?49°C / 秒的范圍的冷卻速度進行冷卻。另外，準多邊形鐵素體的生成量為92%以上的平均冷卻速 度優(yōu)選為29°C/秒以下。
[0123] 需要說明的是，在熱軋后的冷卻中，除最表層0.2_以外的整個厚度各位置的冷 卻速度，以相對于壁厚中心部的偏差計，在較慢側(cè)優(yōu)選為5°C /秒，在較快側(cè)優(yōu)選為20°C / 秒以內(nèi)。
[0124] 以上述的冷卻速度冷卻至壁厚中央部溫度為630°C以下，進行卷取。
[0125] 冷卻停止溫度：630°C以下
[0126] 當冷卻停止溫度為超過630°C的溫度時，無法確保所希望的微細組織，在母材部中 無法確保希望的高強度、高韌性。因此，將冷卻停止溫度限定為630°C以下的溫度。另外，優(yōu) 選為600?550 °C。
[0127] 卷取溫度：400°C以上且低于600°C (400?599°C )
[0128] 如果卷取溫度為600°C以上，則組織粗大化，無法形成含有所希望的粒徑、所希望 的百分率的準多邊形鐵素體的組織。另外，當?shù)陀?00°C時，形成大量的貝氏體，強度增加， 韌性和耐HIC性下降。因此，將卷取溫度限定在400°C以上且低于600°C (400?599°C )。 另外，優(yōu)選為550?450°C。
[0129] 通過實施上述熱軋，并且在之后實施上述冷卻、卷取，可以制成含有粒徑da為 10 U m以下的微細的準多邊形鐵素體以面積率計為90%以上且余量由珠光體、準珠光體、 滲碳體、貝氏體、馬氏體等構(gòu)成的組織的熱軋鋼帶。通過將該熱軋鋼帶作為原材，可以制 成具有如下母材部的鋼管，所述母材部具有屈服強度YS為400MPa以上的高強度，試驗溫 度-50°C下的夏比沖擊吸收能vE_ 5Q為150J以上的優(yōu)良的低溫韌性以及在NACE TM0284所 規(guī)定的NACE溶液A溶液中浸漬96小時后裂紋面積率CAR為5%以下的優(yōu)良的耐HIC性。
[0130] 接著，將得到的熱軋鋼帶切斷為規(guī)定的寬度，然后實施制管工序，制成規(guī)定尺寸形 狀的電阻焊鋼管。
[0131] 對于制管工序而言，可以適用通常公知的電阻焊制管工序中的任一種，只要可以 形成規(guī)定尺寸形狀的電阻焊鋼管即可，其條件沒有特別限定。
[0132] 優(yōu)選如下工序：對熱軋鋼帶以冷加工方式連續(xù)實施冷輥軋成型，制成截面為大致 圓形的管狀成型體后，將該管狀成型體的圓周方向端部彼此對接，通過高頻電阻加熱或高 頻感應加熱將圓周方向端部加熱至熔點以上，利用擠壓輥進行壓接，對接縫部進行電阻焊， 制成電阻焊鋼管。
[0133] 需要說明的是，在輥軋成型時，優(yōu)選在翅片成型中在熱軋鋼帶的寬度方向端面上 賦予錐形坡口。通過賦予錐形坡口，促進氧化物從電阻焊焊接部的排出，可以形成韌性、耐 HIC性優(yōu)良的電阻焊焊接部。在寬度方向端部上賦予的坡口的錐形優(yōu)選設定為錐形開始 位置與成為管外表面的表面或成為管內(nèi)表面的表面在鋼帶壁厚方向的距離為鋼帶壁厚的 2?60%。由此，可以促進氧化物的排出，存在于電阻焊焊接部的圓當量直徑為 的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量可以減少約10質(zhì)量ppm。如果賦予的錐形偏 離該范圍，則氧化物的排出變難，電阻焊焊接部韌性下降。另外，錐形形狀并不限于直線，也 可以是任意的曲線形狀。
[0134] 另外，優(yōu)選將制管工序中的電阻焊時的氣氛的氧分壓與由下述（2)式定義的鋼水 的易氧化度f My關聯(lián)并調(diào)節(jié)至900/fray質(zhì)量ppm以下，
[0135] foxy = Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca- (2)
[0136] (其中，Mn、Si、Cr、Al、Ca為各元素的含量（質(zhì)量％ ))。
[0137] 通過將電阻焊時氣氛的氧分壓調(diào)節(jié)得較低，可以減少存在于電阻焊焊接部的粗大 的氧化物。通過將電阻焊焊接部的氣氛氧分壓設定為900/f ray質(zhì)量ppm以下，可以使圓當 量直徑為2 iim以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量減少約20質(zhì)量ppm。
[0138] 另外，作為降低電阻焊焊接部的氣氛氧分壓的方法，可以列舉以箱型結(jié)構(gòu)密封電 阻焊焊接部并向電阻焊焊接部供給非氧化性氣體的方法。在該方法中，在供給非氧化性氣 體時，有時會卷入周圍的氣氛，電阻焊焊接部的氣氛氧分壓會增加。為了防止這種弊端，優(yōu) 選將供給氣體的噴嘴設定為3層等多層結(jié)構(gòu)，以使供給的氣體形成層流。另外，電阻焊焊接 部的氧濃度優(yōu)選將氧濃度計的探針靠近電阻焊焊接部附近來進行測定。
[0139] 接著，對于經(jīng)過制管工序得到的電阻焊鋼管，進一步對電阻焊焊接部實施熱處理。
[0140] 電阻焊焊接部的韌性受到電阻焊焊接部的氧化物量和基質(zhì)（基體）的影響。因此， 在本發(fā)明中，以在線方式對電阻焊焊接部進一步實施熱處理。熱處理為如下的處理：進行加 熱使得電阻焊焊接部的整個厚度在800°C?1150°C的范圍內(nèi)，然后，以壁厚中央部溫度為 780°C?630°C范圍內(nèi)平均為7?49°C /秒的冷卻速度冷卻至630°C以下的冷卻停止溫度， 然后實施自然冷卻。另外，從生產(chǎn)率的觀點考慮，電阻焊焊接部的加熱優(yōu)選主要通過以在線 方式設置的感應加熱裝置來進行。
[0141] 熱處理的加熱溫度：800°C?1150°C
[0142] 當加熱溫度低于800°C時，電阻焊焊接部的組織形成粗大的多邊形鐵素體，難以確 保所希望的高強度、高韌性。另一方面，如果是超過1150°C的高溫，則生成的準多邊形鐵素 體的粒徑4超過IOiim而粗大化，韌性下降。因此，將熱處理的加熱溫度限定在800°C? 1150°C的范圍的溫度。另外，優(yōu)選為850°C?1KKTC。
[0143] 熱處理的加熱后的平均冷卻速度：7?49°C /秒
[0144] 當加熱后在780?630°C范圍內(nèi)的平均冷卻速度小于TC /秒時，組織形成粗大的 多邊形鐵素體，難以確保所希望的高強度、高韌性。另一方面，如果超過49°C /秒，則容易 生成貝氏體，準多邊形鐵素體的百分率低于90%，強度上升，低溫韌性和耐HIC性下降。因 此，將加熱后的冷卻限定為780?630°C的范圍內(nèi)的平均冷卻速度為7?49°C /秒的范圍。 另外，從使準多邊形鐵素體的百分率為93%以上的觀點考慮，優(yōu)選為29°C/秒以下。
[0145] 另外，在電阻焊焊接部的加熱后的冷卻中，除最表層0.2mm以外的整個厚度各位 置的冷卻速度，以相對于壁厚中心部的偏差計，在較慢側(cè)優(yōu)選為5°C /秒，在較快側(cè)優(yōu)選為 20°C /秒以內(nèi)。由此，在壁厚方向上的特性偏差變小。
[0146] 冷卻停止溫度：630°C以下
[0147] 在加熱后的冷卻中，當冷卻停止溫度為超過630°C的溫度時，無法確保所希望的微 細組織，無法在電阻焊焊接部確保所希望的高強度、高韌性。因此，將冷卻停止溫度限定為 630°C以下的溫度。另外，優(yōu)選為550?200°C。
[0148] 通過對電阻焊焊接部實施如上所述的熱處理，可以形成含有粒徑da SlOiim以 下的微細準多邊形鐵素體以面積率計為90%以上且余量由珠光體、準珠光體、滲碳體、貝氏 體、馬氏體等構(gòu)成的組織的電阻焊焊接部。由此，可以制成具有如下的電阻焊焊接部的電阻 焊鋼管，所述電阻焊焊接部具有屈服強度YS為400MPa以上的高強度、在試驗溫度-50°C下 的夏比沖擊吸收能VE_5QS 150J以上的優(yōu)良的低溫韌性以及在NACE TM0284所規(guī)定的NACE 溶液A溶液中浸漬96小時后裂紋面積率CAR為5 %以下的優(yōu)良的耐HIC性。
[0149] 另外，為了在壁厚超過16mm的厚壁電阻焊鋼管的電阻焊焊接部實現(xiàn)上述熱處理 中加熱后的冷卻控制從而確保具有所希望的組織的電阻焊焊接部，需要研究噴射的冷卻水 量密度、選擇冷卻的模式、選擇溫度控制方式。
[0150] 因此，本發(fā)明中，在進行熱處理時，在輸送方向上至少配設多列連接有能夠向電阻 焊焊接部上方噴射水量密度為Im 3Ai2分鐘以上的棒狀冷卻水的噴嘴的冷卻集管。并且，優(yōu) 選以Im/秒以上的速度從該噴嘴噴射棒狀冷卻水。另外，配設多列的冷卻集管優(yōu)選以能夠 分開控制各冷卻水的注入的方式進行配設。此外，在輸送方向的下游側(cè)測定電阻焊焊接部 的溫度，并基于測定的電阻焊焊接部溫度對來自各冷卻集管的注水進行開-關控制，將電 阻焊焊接部的冷卻速度調(diào)節(jié)為目標冷卻速度。由此，溫度控制性提高，能夠穩(wěn)定地以所希望 的在壁厚中央部溫度為780°C?630°C之間平均為7?49°C /秒的冷卻速度冷卻至630°C 以下，可以穩(wěn)定地得到所希望的組織。
[0151] 另外，當水量密度小于ImVm2分鐘、或者噴嘴在鋼管的輸送方向上小于2列、或者 冷卻水的噴射速度小于Im/秒時，因沸騰膜等的影響而無法獲得所希望的冷卻速度。另外， 除了水量密度以外，為了通過沸騰膜的快速除去而確保冷卻速度，將噴嘴傾斜設置、使噴嘴 對向設置等也是有效的。
[0152] 實施例
[0153] (實施例1)
[0154] 對表1所示組成的鋼述（鋼原材）（壁厚：250mm)實施由表2所示條件的加熱、精 車U精軋結(jié)束后的冷卻、卷取構(gòu)成的熱軋工序，制成表2所示板厚的熱軋鋼帶。將這些熱軋 鋼帶切割為規(guī)定的寬度后，以冷加工方式連續(xù)實施作為常用制管工序的輥軋成型，制成截 面為大致圓形的管狀成型體。然后，將圓周方向端部彼此對接，通過高頻電阻加熱將圓周方 向端部加熱至熔點以上，利用擠壓輥進行壓接并進行電阻焊，由此實施制管工序，制成電阻 焊鋼管（外徑：26in. (660. 4臟(^))。另外，在輥軋成型中，未在鋼帶端部上賦予錐形坡 口。另外，電阻焊在大氣中進行。
[0155] 接著，在制管工序后，對電阻焊焊接部實施熱處理。
[0156] 熱處理是以在線方式對電阻焊焊接部實施表2所示條件的加熱和冷卻的處理。加 熱使用以在線方式配設的高頻感應加熱裝置來進行。另外，加熱后的冷卻如下進行：設置連 接有能夠向電阻焊焊接部上方噴射水量密度為2m 3/m2分鐘的棒狀冷卻水的噴嘴的冷卻集 管，并在鋼管的輸送方向上配設10列該冷卻集管。另外，冷卻集管以能夠分別地對冷卻水 的注水進行開-關控制并且能夠以2m/秒的速度從噴嘴噴射棒狀冷卻水的方式進行配設。 另外，在鋼管輸送方向的下游側(cè)測定電阻焊焊接部的溫度，并基于測定的電阻焊焊接部溫 度對來自各冷卻集管的注水進行開-關控制，調(diào)節(jié)電阻焊焊接部的冷卻速度。
[0157] 從得到的電阻焊鋼管的母材部和電阻焊焊接部裁取試驗片，實施拉伸試驗、沖擊 試驗、HIC試驗、夾雜物量測定試驗。試驗方法如下所述。
[0158] ⑷拉伸試驗
[0159] 按照JIS Z 2241的規(guī)定，在母材部以拉伸方向為管軸方向的方式從得到的電阻焊 鋼管的母材部和電阻焊焊接部裁取JIS 12C號試驗片。在電阻焊焊接部，按照JIS Z 2241 的規(guī)定，以拉伸方向為圓周方向的方式裁取JIS IA號試驗片，進行拉伸試驗，求出拉伸特 性（屈服強度YS、拉伸強度TS)。
[0160] (B)沖擊試驗
[0161] 按照JIS Z 2242的規(guī)定，在電阻焊焊接部以缺口部與電阻焊焊接部的中央部一致 的方式從得到的電阻焊鋼管的母材部和電阻焊焊接部沿圓周方向裁取V形缺口夏比試驗 片（IOmm厚），在試驗溫度-50°C下實施夏比沖擊試驗，求出吸收能vE_ 5(!。另夕卜，試驗片數(shù)為 各3片。
[0162] (C) HIC 試驗
[0163] 從得到的電阻焊鋼管的母材部和電阻焊焊接部裁取浸漬試驗片（大?。汉馡OmmX 寬 20_X 長 160mm)，在 NACE TM0284 所規(guī)定的 NACE 溶液 A 溶液（0. 5% CH3C00H+5% NaCl+ 飽和H2S)中浸漬96小時。浸漬后，通過超聲波探傷法求出各試驗片的裂紋面積率CAR。
[0164] (D)夾雜物量測定試驗
[0165] 以電阻焊焊接部中央為中心，從得到的電阻焊鋼管的電阻焊焊接部切下板狀樣品 (大?。簩?mmX厚：管壁厚X長：管壁厚），在10% AA電解液中進行電解提取。電解提取 后，使用孔徑為2 y m的過濾網(wǎng)，提取2 y m以上的夾雜物，在堿熔解后，通過ICP分析，測定 所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的含量，求出其合計量。將所得的圓當量直徑為2pm以上的夾雜 物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量作為存在于電阻焊焊接部的粗大的夾雜物量。將得 到的結(jié)果示于表3。
[0166]

【權利要求】
1. 一種耐HIC性優(yōu)良的高強度厚壁電阻焊鋼管，其特征在于， 具有如下組成：以質(zhì)量％計，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)式定義的Pcm滿足0.20以下，余量由Fe和不可避 免的雜質(zhì)構(gòu)成， 而且，母材部和電阻焊焊接部均具有含有以面積率計為90%以上的粒徑為10 y m以 下的準多邊形鐵素體的組織，并且屈服強度YS均為400MPa以上，均具有夏比沖擊試驗 中-50°C下的吸收能vE_5Q為150J以上的高韌性， 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為各元素的質(zhì)量％含量。
2. 如權利要求1所述的高強度厚壁電阻焊鋼管，其特征在于，在所述組成的基礎上，以 質(zhì)量％計進一步含有B :0. 0030%以下。
3. 如權利要求1或2所述的高強度厚壁電阻焊鋼管，其特征在于，在所述組成的基礎 上，以質(zhì)量％計進一步含有選自Cu :0? 001?0? 350%、Ni :0? 001?0? 350%、Mo :0? 001? 0? 350%、Cr :0? 001?0? 700%中的1種或2種以上。
4. 如權利要求1?3中任一項所述的高強度厚壁電阻焊鋼管，其特征在于，存在于所述 電阻焊焊接部的圓當量直徑2 ii m以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合計量以質(zhì) 量％計為0. 0089%以下。
5. -種耐HIC性優(yōu)良的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其為實施熱軋工序和制管 工序的電阻焊鋼管的制造方法，所述熱軋工序中，在對鋼原材實施加熱、熱軋后，進行冷卻、 卷取而制成熱軋鋼帶，所述制管工序中，對經(jīng)過該熱軋工序后的所述熱軋鋼帶以冷加工方 式連續(xù)實施輥軋成型而制成截面為大致圓形的管狀成型體，然后，將該管狀成型體的圓周 方向端部彼此對接并進行電阻焊而制成電阻焊鋼管，所述制造方法的特征在于， 所述鋼原材具有如下組成：以質(zhì)量％計含有C :0.025?0.084%、Si :0. 10?0.30%、 Mn :0? 70 ?L 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、0:0. 0030%以下，并且由下述（1)式定義的Pcm滿足0.20以下，余量由Fe 和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)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為各元素的質(zhì)量％含量， 所述熱軋工序如下：將所述鋼原材加熱至加熱溫度為1200?1280°C的溫度范圍的溫 度，保持90分鐘以上，然后，實施使未再結(jié)晶奧氏體區(qū)的熱軋率為20%以上的熱軋，在該熱 軋結(jié)束后，以板厚中央部溫度為780°C?630°C的范圍內(nèi)平均為7?49°C /秒的冷卻速度冷 卻至630°C以下的冷卻停止溫度，在400°C以上且低于600°C的卷取溫度下進行卷取，制成 熱軋鋼帶， 在所述制管工序后，實施如下熱處理：以在線方式對所述電阻焊鋼管的電阻焊焊接 部進行加熱，使得壁厚整個厚度在800°C?1150°C的范圍內(nèi)，然后，以壁厚中央部溫度為 780°C?630°C的范圍內(nèi)平均為7?49°C /秒的冷卻速度冷卻至630°C以下的冷卻停止溫 度，然后自然冷卻， 從而使母材部和電阻焊焊接部的屈服強度YS均為400MPa以上，且均具有夏比沖擊試 驗中-50°C下的吸收能vE_5Q為150J以上的高韌性。
6. 如權利要求5所述的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，在所述制管 工序的所述輥軋成型的翅片成型中，對所述熱軋鋼帶的寬度方向端面賦予錐形坡口時，將 該錐形坡口的錐形開始位置與成為管外表面的表面或成為管內(nèi)表面的表面在鋼帶壁厚方 向的距離設定為熱軋鋼帶壁厚的2?60%。
7. 如權利要求5或6所述的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，將所述制 管工序中的所述電阻焊的氣氛氧分壓與由下述（2)式定義的鋼水的易氧化度f My*聯(lián)并調(diào) 節(jié)至900/fray質(zhì)量ppm以下， foxy = Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca- (2) 其中，Mn、Si、Cr、Al、Ca為各元素的質(zhì)量％含量。
8. 如權利要求5?7中任一項所述的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于， 在所述組成的基礎上，以質(zhì)量％計進一步含有B :0. 0030%以下。
9. 如權利要求5?8中任一項所述的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其特征在 于，在所述組成的基礎上，以質(zhì)量％計進一步含有選自Cu :0. 001?0. 350%、Ni :0. 001? 0? 350%、M〇 :0? 001 ?0? 350%、Cr :0? 001 ?0? 700%中的 1 種或 2 種以上。
10. 如權利要求5?9中任一項所述的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其特征在 于，所述熱處理中的冷卻如下：在輸送方向上至少配設多列連接有能夠向所述電阻焊焊接 部上方噴射水量密度為ImVm 2分鐘以上的棒狀冷卻水的噴嘴的冷卻集管，以Im/秒以上的 速度從所述噴嘴噴射所述棒狀冷卻水。
11. 如權利要求10所述的高強度厚壁電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，所述配設 多列的冷卻集管以能夠分開控制各冷卻水的注入的方式進行配設。
【文檔編號】B21C37/08GK104220622SQ201380019782
【公開日】2014年12月17日 申請日期:2013年4月11日 優(yōu)先權日:2012年4月13日
【發(fā)明者】豐田俊介, 后藤聰太, 岡部能知, 井上智弘, 江木基明, 米本篤志 申請人:杰富意鋼鐵株式會社