CN104411853B

CN104411853B - 中温区的长期耐软化性优良的高强度电阻焊钢管及其制造方法

Info

Publication number: CN104411853B
Application number: CN201380034870.4A
Authority: CN
Inventors: 丰田俊介; 后藤聪太; 冈部能知; 井上智弘
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2012-06-28
Filing date: 2013-06-17
Publication date: 2016-11-30
Anticipated expiration: 2033-06-17

Abstract

本发明提供屈服强度为450MPa以上、且中温区的长期耐软化性优良的高强度电阻焊钢管及其制造方法。具体而言，将通过如下方式得到的热轧钢带作为原材，利用通常的电阻焊制管得到电阻焊钢管，所述方式为：对以质量％计含有C：0.026～0.084％、Si：0.10～0.30％、Mn：0.70～1.90％、Al：0.01～0.10％、Nb：0.001～0.070％、V：0.001～0.065％、Ti：0.001～0.033％、Ca：0.0001～0.0035％，并且Pcm满足0.20以下的组成的钢材，以超过1200℃且为1280℃以下的温度进行90分钟以上的加热均热，实施未再结晶温度区的轧制率为20％以上的热轧，轧制结束后实施以板厚中央部温度计为780～620℃的温度范围中的平均冷却速度为7～299℃/秒的冷却，接着将480～350℃的温度范围中的累积停留时间调整为2～20小时。而且，以在线方式实施如下的处理：将电阻焊焊接部附近的壁厚的整个厚度加热至800℃～1150℃的范围内的温度后，实施以壁厚的中央部温度计为780℃～620℃的平均冷却速度为7～299℃/秒的范围的冷却，然后将500～360℃中的累积停留时间调整为2～200秒。

Description

中温区的长期耐软化性优良的高强度电阻焊钢管及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合作为蒸气管道用钢管(steel pipe or tube for steam line)的高强度电阻焊钢管(high strength electric resistance welded steel pipe ortube)，特别是涉及即使在中温区(intermediate temperature range)长期使用(longperiod of use)时，强度(屈服强度(yield strength))的下降也少的长期耐软化性(resistance to softening for long period)优良的高强度电阻焊钢管。需要说明的是，此处所说的“高强度”是指屈服强度YS为450MPa以上的情况。另外，“中温区”是指300～400℃的范围的温度范围。

背景技术

近年来，由于石油开采技术(oil extractive technology)的发展，被称为油砂(oil sand)的超重原油(extra-heavy crude oil)受到关注。油砂中含有的被称为“沥青(bitumen)”的重质油(heavy oil)等粘性(viscosity)高的原油无法从油井(oil well)中通过通常的方法进行回收。因此开发了被称为油层内回收法的开采技术，该方法中，向含油砂层中注入超过300℃的高温蒸气(high-temperature vapor)，使原油的粘性降低，将熔化的被称为的“沥青”的重质油分汲上来而回收。作为向含油砂层中注入高温蒸气的方法，例如有蒸汽注入法(steam injection method)。该方法中，由管道输送被加热至高温的蒸气，并通过注入钢管(injection pipe or tube)进行注入。

从管的可靠性观点出发，迄今为止，直到蒸气注入井(vapor injection well)的蒸气管道使用无缝钢管(seamless steel pipe or tube)、或者使用焊缝金属(weldmetal)焊接而成的UOE钢管(UOE steel pipe)。电阻焊钢管由于电阻焊焊接部的可靠性不足，因此未被用于特别要求高温强度特性(high-temperature strength property)的用途。电阻焊钢管被限定于在不要求高温强度特性的常温附近(near room temperature)使用的部位。

对于这种问题，例如专利文献1中记载了一种焊接热影响部(welded heat-affected zone)的韧性(toughness)优良的高强度蒸气管道用钢管的制造方法。专利文献1中记载了如下的技术：将以质量％计含有C：0.05～0.09％、Si：0.05～0.20％、Mn：1.5～2.0％、P：0.020％以下、S：0.002％以下、Mo：0.05～0.3％、Nb：0.005～0.05％、Ti：0.005～0.02％、Al：0.01～0.04％、N：0.004～0.006％、且满足Ti/N：2.0～4.0的组成的钢坯(steelslab)加热至1000℃～1200℃后，实施900℃以下的累积轧制率(cumulative rollingreduction)为50％以上、并且轧制结束温度(rolling finishing temperature)为850℃以下的热轧(hot rolling)，然后以5℃/秒以上的冷却速度(cooling rate)加速冷却(accelerated cooling)至400～550℃而制成钢板，将该制造的钢板冷成形(coldforming)为管状，并对其对接部(butt portion)进行焊接，得到焊接钢管(welded steelpipe)。根据专利文献1中记载的技术，可得到具有350℃下的高屈服强度和焊接热影响部的高韧性的蒸气管道用高强度焊接钢管。

另外，专利文献2日本专利第4741528号公报(日本特开2008-195991号公报)中记载了一种高温特性(high-temperature properties)优良的蒸气输送管道用钢管的制造方法。专利文献2中记载的技术为一种高温特性优良的蒸气输送管道用高强度钢管的制造方法，其中，将以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.5～2.0％、Nb：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.050％、N：0.001～0.010％、B：0.0001～0.0050％、或者进一步含有Mo、Cr、V、Ca、REM等、且限制为P：0.020％以下、S：0.005％以下、Al：0.04％以下、并且满足Ti/N：2.0～4.0的组成的钢坯加热至1000℃～1250℃，以900℃以下的累积轧制率为50％以上、结束温度为850℃以下的条件进行热轧后，以5℃/秒以上的冷却速度加速冷却至400～550℃的范围而制得高强度钢板，并将该制造的高强度钢板成形为管状，并将对接部焊接。根据专利文献1中记载的技术，能够制造出高温特性及长时间蠕变特性(longtime creepproperties)优良的大直径(large diameter)的蒸气输送管道用高强度钢管。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2006-183133号公报

专利文献2：日本专利第4741528号公报(日本特开2008-195991号公报)

发明内容

发明所要解决的问题

然而，专利文献1、2中记载的技术中，钢管中不可避免地存在被加热至稍低于熔点(temperature just below the melting point)的粒径(grain diameter)大的焊接热影响部。由于该焊接热影响部的存在，焊接热影响部的高温强度降低，担心在中温区(300～400℃)长时间使用时强度下降。因此，在作为蒸气管道用钢管使用时，需要着重考虑强度安全率(strength safety ratio)，从而存在需要限制蒸气温度(vapor temperature)、内压(inner pressure)的问题。

本发明的目的在于解决所述现有技术的问题，提供适合作为蒸气输送用管道的、屈服强度YS为450MPa以上的高强度、并且中温区(300～400℃)的长期耐软化性优良的高强度电阻焊钢管及其制造方法，所述蒸气输送用管道能够将在含油砂层中注入高温蒸气而熔化的被称为“沥青”的重质油分在不限制蒸气温度、内压的情况下更有效及经济(efficientand economic)地进行开采。

需要说明的是，此处所说的“中温区的长期耐软化性优良”是指在400℃×2340小时的热处理前后在350℃下实施高温拉伸试验(high-temperature tensile test)、热处理前后的屈服强度的变化(下降)量ΔYS为60MPa以下的情况。400℃×2340小时的热处理相当于使用在整理不同温度下的蠕变断裂数据(creep rupture data)时使用的Larson-Miller参数(parameter)(参照F.R.Larson和J.Miller，Trans.ASME，第74卷(1952)，99.765-775)换算时在350℃下保持20年的热处理。Larson-Miller参数由下式来定义，

Larson-Miller参数＝(T+273)×(C+logt)

(在此，T：温度(℃)、t：时间(小时)、C：常数＝20)。

用于解决问题的方法

本发明人为了实现上述目的，对影响电阻焊焊接部的焊接热影响部的高温强度、中温区的长期耐软化性的各种要因进行了广泛深入的研究。结果发现，为了提高高温强度及中温区的长期耐软化性，重要的是，对于母材部及电阻焊焊接部的组织而言，以准多边形铁素体相(quasi-polygonal ferrite phase)为主相(main phase)，使组织(microstructure)微细化，并且通过析出物(precipitates)的稳定化(stabilization)来实现组织的稳定化。

而且发现，为了使析出物稳定化，钢管原材(热轧钢带)的制造工序中350～450℃的温度范围中的停留时间(holding time)是重要的。另外发现，在电阻焊焊接部(electricresistance weld)中，为了使析出部稳定化来实现组织的稳定化，需要在线热处理(onlineheat treatment)，并且其热历程(thermal history)是重要的。

另外，本发明人发现，电阻焊焊接部中的5μm以上的粗大夹杂物的减少对于中温区的长期耐软化性的提高而言是有效的，为此，使电阻焊时的坡口形状(groove shape)成为特定的坡口形状是有效的。

首先，对成为本发明的基础的实验结果进行说明。

对以质量％计含有0.05％C-0.2％Si-1.7％Mn-0.03％Al-0.05％Nb-0.05％V-0.02％Ti-0.0015％Ca-0.20％Cr的组成的钢原材(连铸制板坯(continuous castingslab)：板坯厚度250mm)，在1250℃的加热温度下进行120分钟加热及均热后，实施由粗轧(rough rolling)、未再结晶温度(un-recrystallization temperature)区(也称为低于再结晶温度的温度范围)中的热轧率被调整为50％且精轧结束温度(finish rollingcompleting temperature)被调整为810℃的精轧构成的热轧，得到板厚19.1mm的热轧钢带。对于热轧钢带，在精轧结束后立即在热轧输出辊道(run out table of hot rolling)上在以板厚中央部的温度计为780～620℃的温度范围以28℃/秒的平均冷却速度(averagecooling rate)冷却至500℃的冷却停止温度(cooling stop temperature)，在500℃的卷取温度(coiling temperature)下卷取为卷材状。对于卷取而成的热轧钢带，进一步实施使350～480℃的温度范围中的停留时间在0.5～90小时间变化的热历程。

将所得到的热轧钢带作为钢管原材，将其切割(slitting)为规定的宽度，连续地进行辊轧成型而得到近圆形截面的开管(open pipe)后，进行将该开管的对接部附近加热至熔点以上并通过挤压辊(squeeze roll)压接的电阻焊，从而得到电阻焊钢管(外径(outer diameter)508mmφ)。

从所得到的电阻焊钢管上裁取试验材料(test material)，实施400℃×2340小时的热处理。从实施了该热处理的试验材料及未实施该热处理的试验材料的母材部，以管圆周方向(circumferential direction of tube)为拉伸方向(tensile direction)的方式裁取ASTM E8圆棒试验片(round bar type specimen)(平行部(parallel portion)：6.35mmφ、GL(gauge length)：25.4mm)。母材部位于距离电阻焊焊接部180°的位置。需要说明的是，裁取试验片时，未进行钢管的偏平(flatning)化。

使试验温度为350℃，在试验温度下保持15分钟后，使YS以下的拉伸速度(speedof testing rate of stressing)为0.5％/分钟，使超过YS后的拉伸速度为5mm/分钟，求出屈服强度YS。

从所得到的屈服强度YS算出热处理前后的YS的下降量ΔYS。图1中，以ΔYS与350～480℃的温度范围中的停留时间的关系示出所得到的结果。

从图1可知，通过将350～480℃的温度范围中的停留时间调整为2～20小时的范围，由此ΔYS小于60MPa，长期耐软化性提高。

接着，本发明人发现，为了提高电阻焊焊接部的长期耐软化性，电阻焊焊接部的粗大夹杂物的减少特别有效。从对改变了焊接条件、坡口的电阻焊焊接部实施在线热处理后的电阻焊钢管上裁取试验材料，并实施了400℃×2340小时的热处理。从实施了该热处理的试验材料及未实施该热处理的试验材料的电阻焊焊接部，以管圆周方向为拉伸方向的方式裁取ASTM E8圆棒试验片(平行部：6.35mmφ、GL：25.4mm)。需要说明的是，以电阻焊焊接部的焊缝位于平行部中央的方式裁取圆棒试验片。另外，裁取试验片时，未进行钢管的偏平化。使试验温度为350℃，在试验温度下保持15分钟后，使YS以下时的拉伸速度为0.5％/分钟，使超过YS后的拉伸速度为5mm/分钟，求出屈服强度YS。从所得到的屈服强度YS算出热处理前后的YS的下降量ΔYS。

另外，从所得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部裁取以电阻焊焊接部中央为中心且宽度为2mm的板状试验片(plate type specimen)<宽度：2mm×厚度：总厚度×长度：总厚度>。将该板状试验片在电解液(electrolytic solution)(10％AA系电解液：10％乙酰丙酮(acetylacetone)-1％四甲基氯化铵(tetramethylethylene)-甲醇(methanol))中进行电解提取(electrolytic extraction)，将所得到的提取残渣(extraction residue)用滤网(filter mesh)(孔径(hole diameter)：5μm)收集，并利用ICP发光分析法(inductivelycoupled plasma atomic emission spectroscopy)分别求出残渣中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr量(质量ppm)，算出它们的总量，作为电阻焊焊接部中的当量圆直径(equivalent circlediameter)5μm以上的粗大夹杂物量。在此，当量圆直径是指面积与夹杂物的面积相同的的圆的直径。

图2中，以ΔYS与电阻焊焊接部中的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总量(质量ppm)的关系示出所得到的结果。

从图2可知，当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总量为49质量ppm以下时，ΔYS小于60MPa，电阻焊焊接部的长期耐软化性提高。另外还发现，当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总量也可通过对开管的对接部截面赋予锥形坡口(taper type groove)来降低。

本发明基于所述发现，并进一步进行研究而完成。即，本发明的要旨如下所述。

(1)一种高强度电阻焊钢管，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：0.70～1.90％、P：0.018％以下、S：0.0029％以下、Al：0.01～0.10％、Nb：0.001～0.070％、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，并且以下述(1)式定义的Pcm满足0.20以下的方式含有，余量由Fe及不可避免的杂质构成；以及

由母材部组织和电阻焊焊接部组织构成的组织，所述母材部组织以体积分数(volume percent)为90％以上的准多边形铁素体相为主相，余量由准多边形铁素体相以外的硬质相构成，且所述准多边形铁素体相的平均粒径为10μm以下，所述电阻焊焊接部组织以体积分数为90％以上的准多边形铁素体相为主相，余量由准多边形铁素体相以外的硬质相(hard phase)构成，且所述准多边形铁素体相的平均粒径为10μm以下，

所述高强度电阻焊钢管的屈服强度YS为450MPa以上，中温区的长期耐软化性优良，

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为各元素的含量(质量％))。

(2)如(1)所述的高强度电阻焊钢管，其特征在于，在所述组成的基础上以质量％计还含有选自Cu：0.001～0.350％、Ni：0.001～0.350％、Mo：0.001～0.350％、Cr：0.001～0.350％中的一种或两种以上。

(3)如(1)或(2)所述的高强度电阻焊钢管，其特征在于，存在于所述电阻焊焊接部的、当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总含量为49质量ppm以下。

(4)一种屈服强度YS为450MPa以上、中温区的长期耐软化性优良的高强度电阻焊钢管的制造方法，对热轧钢带连续地进行辊轧成型而形成近圆形截面的开管后，进行将该开管的对接部附近加热至熔点以上并通过挤压辊压接的电阻焊，制成具有电阻焊焊接部的电阻焊钢管，接着对该电阻焊钢管实施在线方式的热处理，所述制造方法的特征在于，

所述热轧钢带如下制得：对以质量％计含有C：0.025～0.084％、Si：0.10～0.30％、Mn：0.70～1.90％、P：0.018％以下、S：0.0029％以下、Al：0.01～0.10％、Nb：0.001～0.070％、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、并且以下述(1)式定义的Pcm满足0.20以下的方式含有、余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成的钢原材，以超过1200℃且为1280℃以下的加热温度进行90分钟以上的加热均热，实施未再结晶温度区的热轧率为20％以上、精轧结束温度为750℃以上的热轧，该热轧结束后，实施以板厚中央部温度计为780～620℃的温度范围中的平均冷却速度为7～299℃/秒的范围的冷却直至620℃以下的冷却停止温度，并在595～475℃的卷取温度下进行卷取，接着实施将480～350℃的温度范围中的累积停留时间调整为2～20小时的热历程，

所述在线方式的热处理如下：将所述电阻焊焊接部附近的壁厚(也称为管厚)的整个厚度加热至800℃～1150℃的范围内的温度后，实施以壁厚的中央部温度计为780℃～620℃的温度范围中的平均冷却速度为7～299℃/秒的范围的冷却直至620℃以下的冷却停止温度，进而实施将500～360℃的温度范围中的累积停留时间调整为2～200秒的热历程，

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

(5)如(4)所述的高强度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％计还含有选自Cu：0.001～0.350％、Ni：0.001～0.350％、Mo：0.001～0.350％、Cr：0.001～0.350％中的一种或两种以上。

(6)如(4)或(5)所述的高强度电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述辊轧成型的翅片成型(finpass forming)中，对所述热轧钢带的宽度方向两端面赋予锥形坡口，所述锥形坡口中，锥形起始位置(starting position of taper)与成为管外表面的表面或者成为管内表面的表面的热轧钢带板厚方向(thickness direction of hot rolled sheet)的距离为热轧钢带板厚的2～80％。

(7)如(4)～(6)中任一项所述的高强度电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，所述电阻焊在氧浓度(oxygen concentration)比大气中的氧浓度低的气氛下进行。

(8)如(4)～(7)中任一项所述的高强度电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，存在于所述电阻焊焊接部的、当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总含量为49质量ppm以下。

发明效果

根据本发明，能够稳定地制造在母材部及电阻焊焊接部中兼具屈服强度YS为450MPa以上的高强度、以及在中温区(300～400℃)的优良的长期耐软化性的高强度电阻焊钢管，能够将其用作蒸气管道用钢管，在产业上发挥显著的效果。

附图说明

图1是表示ΔYS与热轧钢带冷却中的480～350℃的温度范围中的停留时间的关系的图。

图2是表示ΔYS与电阻焊焊接部中的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca的总量的关系的图。

具体实施方式

首先，对本发明高强度电阻焊钢管的组成限定理由进行说明。需要说明的是，以下，组成中的质量％仅记为％。

C：0.025～0.084％

C有助于珠光体(pearlite)、伪珠光体、渗碳体(cementite)、贝氏体(bainite)、马氏体(martensite)等硬质相形成，具有使钢管的强度增加的作用。为了得到这种效果来确保期望的屈服强度为YS400MPa以上，需要含有0.025％以上。另一方面，若含量超过0.084％，则母材部及电阻焊焊接部中的硬质相量增加，长期耐软化特性下降。因此，C限定在0.025～0.084％的范围内。需要说明的是，优选为0.030～0.060％。除上述作用外，C还在电阻焊时通过凝固点下降、与气相中O₂的CO形成反应等影响电阻焊焊接部的氧化物形成。

Si：0.10～0.30％

Si通过固溶强化而有助于钢管强度的增加。另外，Si与Fe相比，与O的亲和力(affinity)更强，在电阻焊时与Mn氧化物一起形成粘度高的共晶氧化物(eutecticoxide)。Si小于0.10％时，共晶氧化物中的Mn浓度上升，氧化物的熔点超过钢水温度(liquid steel temperature)，因此在电阻焊时容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部。因此，存在于电阻焊焊接部的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Mn量增加，Si、Mn、Al、Ca、Cr的总量超过49质量ppm。结果，电阻焊焊接部的长期耐软化特性下降。另一方面，若Si超过0.30％而过量含有，则在电阻焊时共晶氧化物中的Si浓度上升，氧化物的熔点超过钢水温度，作为氧化物的绝对量增加，并且容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部。因此，存在于电阻焊焊接部的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn量增加，Si、Mn、Al、Ca、Cr的总量超过49质量ppm。结果，电阻焊焊接部的长期耐软化特性下降。因此，Si限定在0.10～0.30％的范围内。需要说明的是，优选为0.15～0.25％。

Mn：0.70～1.90％

Mn通过固溶强化(solute strengthening)和相变组织强化(transformationstructure strength)而有助于钢管强度的增加。另外，Mn与Fe相比，与O的亲和力更强，在电阻焊时与Si氧化物一起形成粘度高的共晶氧化物(eutectic oxide)。Mn小于0.70％时，在电阻焊时共晶氧化物中的Si浓度上升，氧化物的熔点(melting point)超过钢水温度，容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部。因此，存在于电阻焊焊接部的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总量超过49质量ppm。结果，电阻焊焊接部的长期耐软化特性下降。另一方面，若Mn超过1.90％而过量含有，则在电阻焊时共晶氧化物中的Mn浓度上升，氧化物的熔点超过钢水温度，作为氧化物的绝对量增加，容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部。因此，存在于电阻焊焊接部的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总量超过49质量ppm。结果，电阻焊焊接部的长期耐软化特性下降。另外，若Mn超过1.90％而过量含有，则母材部及电阻焊焊接部的组织中的硬质相增加，长期耐软化性下降。

因此，Mn限定在0.70～1.90％的范围内。需要说明的是，优选为0.85～1.85％。

P：0.018％以下

P与Mn发生共偏析(co-segregation)，使母材部及电阻焊焊接部的长期耐软化性下降，因此优选尽量降低，但若为0.018％以下，则可以允许。因此，P限定为0.018％以下。需要说明的是，过度降低会导致精炼成本(refining cost)的高涨。从炼钢工艺(steelmakingprocess)的经济性的观点出发，优选为0.001％以上。

S：0.0029％以下

S与Mn结合形成MnS并以夹杂物的形式存在于钢中，使延展性(ductility)及韧性(toughnes)下降，因此期望尽量降低。特别是含量超过0.0029％时，使长期耐软化特性下降。因此，S限定为0.0029％以下。需要说明的是，过度降低会导致精炼成本的高涨。从炼钢工艺的经济性的观点出发，优选为0.0001％以上。

Al：0.01～0.10％

Al作为炼钢工艺中的脱氧剂发挥作用。另外，Al与N结合并以AlN的形式析出，抑制加热时的γ晶粒成长，有助于钢的低温韧性(low temperature toughness)的提高。为了得到这种效果，需要含有0.01％以上。Al含量小于0.01％时，无法确保炼钢工艺中的脱氧效果(deoxidation effect)，钢的清洁度(cleanness)下降，存在于电阻焊焊接部的氧化物量增加，当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总量超过49ppm。结果，长期耐软化特性下降。另外，Al与Si、Mn相比，与O的亲和力更强，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。另一方面，若Al超过0.10％而过量含有，则在电阻焊时共晶氧化物中的Al浓度上升，氧化物的熔点超过钢水温度，容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部。因此，存在于电阻焊焊接部的夹杂物中含有的Si、Mn、Al量增加，当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总量超过49质量ppm。结果，长期耐软化性下降。因此，Al限定在0.01～0.10％的范围内。需要说明的是，优选为0.02～0.08％。

Nb：0.001～0.070％

Nb主要以碳化物的形式析出，具有通过析出强化(precipitationstrengthening)使钢管的强度增加的作用。为了得到这种效果，需要含有0.001％以上。另一方面，若含量超过0.070％，则残留未固溶的大型Nb碳氮化物(carbonitride)，结果，长期耐软化性下降。因此，Nb限定在0.001～0.070％的范围内。需要说明的是，优选为0.051～0.065％。

V：0.001～0.065％

V与Nb同样主要以碳化物的形式析出，具有通过析出强化使钢管的强度增加的作用。为了得到这种效果，需要含有0.001％以上。另一方面，若含量超过0.065％，则残留未固溶的大型V碳氮化物，结果，长期耐软化性下降。因此，V限定在0.001～0.065％的范围内。需要说明的是，优选为0.005～0.050％。

Ti：0.001～0.033％

Ti与Nb、V同样主要以碳化物的形式析出，具有通过析出强化使钢管的强度增加的作用。为了得到这种效果，需要含有0.001％以上。另一方面，若含量超过0.033％，则残留未固溶的大型Ti碳氮化物，结果，长期耐软化性下降。因此，Ti限定在0.001～0.033％的范围内。需要说明的是，优选为0.005～0.020％。

Ca：0.0001～0.0035％

Ca具有将钢中的硫化物(sulfide)形态控制(morphological control)为球状的作用，具有使钢管的电阻焊焊接部附近的韧性、抗HIC特性(Hydrogen Induced Crackingresistance，抗氢致开裂特性)提高的效果。为了得到这种效果，需要含有0.0001％以上。另一方面，若超过0.0035％而过量含有，则氧化物中的Ca浓度上升，氧化物的熔点超过钢水温度，氧化物量增加，并且在焊接时容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部。因此，存在于电阻焊焊接部的夹杂物的Ca量增加，存在于电阻焊焊接部的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总量超过49质量ppm。结果，长期耐软化性下降。因此，Ca限定在0.0001～0.0035％的范围内。需要说明的是，优选为0.0002～0.0028％。

N：0.0050％以下

N与作为碳氮化物的形成元素(carbonitride forming elements)的Ti结合，以Ti(N、C)的形式析出，或者以固溶N(solute N)的形式残留。若N含量超过0.0050％，则Ti(N、C)以及固溶N增加，因此长期耐软化性下降。因此，N限定为0.0050％以下。需要说明的是，优选为0.0040％以下。

O：0.0030％以下

O在钢中主要以氧化物系夹杂物的形式存在，使延展性、韧性下降。若O含量超过0.0030％，则夹杂物量变得过多从而特别是长期耐软化性的下降变得显著。因此，O限定为0.0030％以下。

上述的成分为基本成分，可以在上述的基本组成的基础上进一步含有选自Cu：0.001～0.350％、Ni：0.001～0.350％、Mo：0.001～0.350％、Cr：0.001～0.350％中的一种或两种以上。

Cu、Ni、Mo、Cr均为有助于淬透性提高的元素，为了确保期望的高强度，可以根据需要选择含有一种或两种以上。

Cu：0.001～0.350％

Cu为使淬透性提高的元素，特别是为了增加厚壁材(thick-walledseets)的强度而优选含有。为了得到这种效果，优选含有0.001％以上。另一方面，即使含量超过0.350％，效果也饱和，无法期待与含量相称的效果。因此，含有时优选限定在0.001～0.350％的范围。需要说明的是，优选为0.05～0.290％。

Ni：0.001～0.350％

Ni与Cu同样为使淬透性(hardenability)提高的元素，特别是为了增加厚壁材的强度而优选含有。为了得到这种效果，优选含有0.001％以上。另一方面，即使含量超过0.350％，效果也饱和，无法期待与含量相称的效果。因此，含有时优选限定在0.001～0.350％的范围。需要说明的是，优选为0.05～0.290％。

Mo：0.001～0.350％

Mo与Ni、Cu同样为使淬透性提高的元素，特别是为了增加厚壁材的强度而优选含有。为了得到这种效果，优选含有0.001％以上。另一方面，即使含量超过0.350％，效果也饱和，无法期待与含量相称的效果。因此，含有时优选限定在0.001～0.350％的范围。需要说明的是，优选为0.05～0.290％。

Cr：0.001～0.700％

Cr为使淬透性提高的元素，特别是为了增加厚壁材的强度而优选含有。另外，Cr与Mn同样可以通过相变强化(transformation toughening)使钢管的强度和组织成为期望的高强度、组织。为了得到这种效果，优选含有0.001％以上。另外，Cr与Fe相比，与O的亲和力(affinity)更强，若含量超过0.700％，则在电阻焊时氧化物中的Cr浓度上升，氧化物的熔点超过钢水温度，氧化物量增加，容易以氧化物的形式残留在电阻焊焊接部。因此，存在于电阻焊焊接部的夹杂物量增加，电阻焊焊接部中的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总量超过49质量ppm。因此，含有时优选使Cr为0.001～0.700％。需要说明的是，更优选为0.02～0.290％。

另外，本发明高强度电阻焊钢管在上述的范围内含有上述的成分，并且以下述(1)式定义的Pcm满足0.20以下的方式进行调整。

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

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

Pcm为影响电阻焊焊接部的急速冷却时的组织形成的指标，本发明中限定为0.20以下。另外，优选为0.17以下。

若Pcm超过0.20而增大，则无法使电阻焊焊接部成为以准多边形铁素体相为主相的组织。而且，电阻焊焊接部的长期耐软化性下降。需要说明的是，Pcm的下限值没有特别限定，但为了稳定地确保YS为450MPa以上，则期望调整为0.07以上。

接着，对本发明高强度电阻焊钢管的组织限定理由进行说明。

本发明高强度电阻焊钢管的母材部及电阻焊焊接部均具有如下组织：将以体积分数计为90％以上的准多边形铁素体相作为主相，余量由准多边形铁素体相以外的硬质相构成，准多边形铁素体相等主相的平均粒径为10μm以下。主相以外的第二相以体积分数计为10％以下的珠光体、伪珠光体、渗碳体、贝氏体、马氏体等硬质相。若作为第二相的硬质相超过10％而增加，则强度过度增加，长期耐软化性下降。

需要说明的是，此处所说的“准多边形铁素体相”是指形成非定形的形状(nondimensional shape)，以约低于600℃且为400℃以上这样低于多边形铁素体的温度越过相变前的奥氏体边界(austenite boundary)而形成的、大部分相变应变(transformation strain)恢复后的组织。该组织为与《鋼のベイナイト写真集-1》(参照社团法人日本钢铁协会基础研究会贝氏体调査研究会编著、社团法人日本钢铁协会发行(1992.6.29)、第4页)中记载的Quasi-polygonal Ferriteαq相同的组织。

通过形成以平均粒径为10μm以下的微细的准多边形铁素体相为主相、且以体积分数计占90％以上的组织，由此可以得到屈服强度YS为450MPa以上的高强度、和中温区的长期耐软化性优良、并且蠕变断裂特性(creep rupture property)也优良的电阻焊钢管。若准多边形铁素体相的组织百分率下降，准多边形铁素体相以外的例如贝氏体相成为主相，则强度过度增加，长期耐软化性下降。另外，若主相为多边形铁素体相，则强度下降，无法得到期望的高强度，并且长期耐软化性下降。另外，若平均粒径超过10μm而粗大化，则中温区的强度下降。

以下对本发明电阻焊钢管的制造方法进行说明。

将热轧钢带连续地辊轧成型(roll forming)而形成近圆形截面的开管后，进行将该开管的对接部附近加热至熔点以上并通过挤压辊压接的常用的电阻焊，得到具有电阻焊焊接部的电阻焊钢管。

作为钢管原材的热轧钢带以上述的组成的钢原材为起始原材。钢原材的制造方法不需要特别限定，但优选使用常用的转炉(converter)等进行熔炼，并用常用的连铸法(continuous casting process)制成板坯等。

对上述的组成的钢原材进行加热均热，实施热轧，卷取为卷材状，制成热轧钢带，得到钢管原材。

加热温度(heating temperature)：超过1200℃且为1280℃以下，保持时间(holding time)：90分钟以上

加热温度对母材部的强度及长期耐软化性造成影响。加热温度为1200℃以下时，Nb、V、Ti等析出强化元素(precipitation strengthening elements)不发生再固溶而粗大地残留，因此无法确保期望的YS为450MPa以上的高强度。另外，若粗大的析出物不发生固溶而残留，则使母材部的长期耐软化性下降。另一方面，若加热温度超过1280℃，则组织粗大化，因此长期耐软化性下降。

另外，加热保持时间少于90分钟时，特别是在板厚的中心部Nb、V、Ti等析出强化元素不发生再固溶而粗大地残留。粗大的析出物使长期耐软化性下降。因此，加热温度限定为超过1200℃且为1280℃以下，保持时间限定为90分钟以上。

对加热均热后的钢原材接着实施由粗轧、精轧构成的热轧，得到热轧钢带。

粗轧的条件无需特别限定，只要可以得到规定尺寸形状的薄板坯(sheet bar)即可。粗轧后实施精轧。精轧中，未再结晶温度区中的热轧率调整为20％以上，精轧结束温度调整为750℃以上。

未再结晶温度区(un-recrystallization temperature range)中的热轧率为20％以上

未再结晶温度区中的热轧率小于20％时，所得到的热轧钢带的组织的平均粒径超过10μm而粗大化，母材部的长期耐软化性下降。热轧率的上限没有特别限定，但从对轧制机(rolling mill)的负荷的观点出发，优选为95％以下。

精轧结束温度：750℃以上

精轧结束温度低于750℃时，残留轧制应变(rolling strain)，即使通过之后的冷却，长期耐软化性也下降。因此，精轧结束温度限定为750℃以上。

对于结束精轧后的热轧钢带，接着在热轧输出辊道上进行冷却。关于轧制后冷却，实施以板厚中央部温度计为780～620℃的温度范围中的平均冷却速度为7～299℃/秒的范围的冷却直至620℃以下的冷却停止温度。

以板厚中央部温度计为780～620℃的温度范围中的平均冷却速度：7～299℃/秒

780℃～620℃的温度范围中的平均冷却速度小于7℃/秒时，形成平均粒径超过10μm的粗大的多边形铁素体相，无法得到期望的母材部组织。因此，无法确保期望的YS为450MPa以上的高强度，并且长期耐软化性下降。另一方面，若平均冷却速度超过299℃/秒，则准多边形铁素体相的百分率低于90％，强度上升，长期耐软化性下降。因此，轧制后的冷却为以板厚中央部温度计为780～620℃的温度范围中的平均冷却速度具有7～299℃/秒的范围的冷却速度的冷却。

需要说明的是，轧制后的冷却中，在除去最表层0.2mm的板厚方向各位置处的冷却速度以相对于板厚的中心部的偏差计，优选在慢的一侧为5℃/秒以内，在快的一侧为20℃/秒以内。

轧制后的冷却的冷却停止温度：620℃以下

关于轧制后的冷却，以上述的冷却速度在620℃以下的温度下停止冷却。冷却停止温度为超过620℃的温度时，停止温度过高，无法得到以期望的准多边形铁素体为主相的组织。因此，将轧制后的冷却的冷却停止温度限定为620℃以下。需要说明的是，优选为595～475℃。

停止轧制后的冷却后，热轧钢带在595～475℃的卷取温度下被卷取为卷材状。

卷取温度：595～475℃

卷取温度低于475℃时，卷取温度过低，组织成为以贝氏体相为主体的组织，长期耐软化性下降。因此，卷取温度限定为475℃以上。需要说明的是，若卷取温度超过595℃而达到高温，则卷取温度过高，无法确保期望的组织。因此，卷取温度设为595～475℃。

对于卷取后的热轧钢带，接着实施将480～350℃的温度范围中的停留时间调整为2～20小时的热历程。

480～350℃的温度范围中的累积停留时间：2～20小时

480～350℃的温度范围中的热历程的调整，是对于确保期望的特性、特别是母材部的中温区的优良的长期耐软化性而言重要的条件。通过在以板厚中心部温度计为480～350℃的温度范围停留规定时间，由此析出物、位错组织(dislocation substructure)、显微组织(microstructure)等稳定化，即使在之后的中温区长时间保持，变化也少。480～350℃的温度范围中的累积停留时间小于2小时时，组织的稳定化不充分，在中温区长时间保持时，析出物、位错组织、显微组织等发生变化，高温强度下降，长期耐软化性下降。另一方面，480～350℃的温度范围中的累积停留时间超过20小时而变为长时间时，母材部的高温强度下降。因此，480～350℃的温度范围中的累积停留时间限定为2～20小时。需要说明的是，优选为3～12小时。480～350℃的温度范围中的累积停留时间的调整优选基于卷取温度和卷材的冷却条件的调整。需要说明的是，调整480～350℃的温度范围中的热历程后，进行自然冷却。

接着，将所得到的热轧钢带作为钢管原材，将该热轧钢带连续地辊轧成型而形成近圆形截面的开管后，进行将该开管的对接部附近加热至熔点以上并通过挤压辊压接的电阻焊，得到电阻焊钢管。

在连续的辊轧成型中的翅片成型中，优选对热轧钢带的宽度端面(开管的对接部端面)赋予锥形坡口。所赋予的锥形坡口中，优选锥形起始位置与成为管外表面的表面或者成为管内表面的表面的钢带板厚方向的距离为钢带板厚的2～80％。由此，电阻焊焊接部的夹杂物的排出得到促进，夹杂物减少，可以使存在于电阻焊焊接部的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总量下降约10ppm。另外，优选所赋予的锥形坡口为钢带的板厚的5～40％。另外，更优选为10～35％。需要说明的是，锥形形状不限于直线，也可以为任意的曲线形状。

另外，电阻焊可以应用任一通常公知的电阻焊方法。需要说明的是，电阻焊通常在大气气氛下进行，但也可以进行将气氛的氧浓度降低的气氛控制(atmospheric control)后再进行电阻焊。进行气氛控制时的气氛的氧浓度优选为0.5质量％以下、更优选为0.1质量％以下。

作为气氛控制的方法，例如可举出如下的方法：将要进行电阻焊的区域用箱型结构(box type structure)密封(sealing)，并供给非氧化性气体(non-oxidizing gas)。在吹入非氧化性气体时，有时会带入周围的气氛(大气)，从而氧浓度有时反而会上升。因此，优选使气体喷射喷嘴(gas atomization nozzle)成为3层等多层结构(multilayerstructure)的喷嘴来吹入非氧化性气体。

对所得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部以在线(online)方式实施进行加热及冷却的热处理。

该热处理优选使用在线地设置的、可以仅对电阻焊焊接部附近进行加热的结构的高频感应加热装置(high-frequency dielectric heating equipment)。另外，对于冷却而言，优选在作为被冷却材料的电阻焊焊接部的上方设置多台连接有多个喷嘴的冷却集管(cooling head)、并且能够调整冷却速度的冷却装置。该热处理如下：将电阻焊焊接部附近的壁厚的整个厚度加热至800℃～1150℃的范围内的温度，实施以壁厚的中央部温度计为780℃～620℃的温度范围中的平均冷却速度为7～299℃/秒的范围的冷却直至620℃以下的冷却停止温度，进而实施将以壁厚的中央部温度计为500～360℃的温度范围中的累积停留时间调整为2～200s的热历程。需要说明的是，为了将500～360℃的温度范围中的累积停留时间调整到上述的范围内，优选实施在该温度范围缓慢冷却或者加热到500～360℃的范围的处理(回火处理(tempering treatment))。

通过实施这种热处理，成为平均粒径为10μm以下的微细的准多边形铁素体相以体积分数计为90％以上、余量由珠光体等硬质相构成的电阻焊焊接部组织，而且电阻焊焊接部成为屈服强度YS为450MPa以上的高强度、并且具有优良的长期耐软化性、以及优良的蠕变断裂特性。特别是电阻焊焊接部的长期耐软化性强烈地受到电阻焊焊接部的氧化物和组织的影响。

若加热温度低于800℃，则电阻焊的硬质组织原样残留，无法确保期望的韧性。另一方面，若加热温度超过1150℃，则晶粒粗大化，无法确保期望的韧性。

在加热后的冷却中，以壁厚的中央部温度计为780℃～620℃的温度范围的平均冷却速度小于7℃/秒时，电阻焊焊接部组织粗大化，形成以粗大的多边形铁素体为主相的组织，因此无法确保屈服强度YS为450MPa以上的高强度，并且长期耐软化性也下降。另一方面，若超过229℃/秒，则准多边形铁素体的百分率低于90％，强度上升，长期耐软化性下降。

需要说明的是，上述冷却的冷却停止温度为620℃以下的温度。若冷却停止温度超过620℃而增高，则组织成为多边形铁素体。

另外，关于电阻焊焊接部的中温区的长期耐软化性，通过控制电阻焊后的在线方式的热处理中的500～360℃的温度范围中的热历程，析出物、位错密度、显微组织等稳定化，能够表现出优良的特性。若500～360℃的温度范围中的累积停留时间小于2秒，在中温区长时间保持时，析出物、位错组织、显微组织等发生变化，从而高温强度下降，长期耐软化性下降。另一方面，若超过200秒而延长，则电阻焊焊接部的高温强度下降。因此，500～360℃的温度范围中的累积停留时间限定为2～200秒。需要说明的是，优选为3～120秒。

以下基于实施例对本发明进一步进行说明。

实施例

(实施例1)

将表1所示组成的钢原材(板坯：板坯厚度250mm)在表2所示的加热温度即1230℃下加热110分钟后，实施由粗轧、以及在未再结晶温度区(低于再结晶温度的温度范围)中的热轧率和精轧结束温度被调整为表2所示的条件的精轧构成的热轧，得到板厚19.1mm的热轧钢带。需要说明的是，钢原材使用将表1所示的组成的钢水在转炉中熔炼、并通过连铸法得到板坯厚度250mm的板坯。

精轧结束后，立即在热轧输出辊道上对热轧钢带实施表2所示的条件的冷却，并在表2所示的卷取温度下卷取为卷材状。然后，对卷取后的热轧钢带实施将350～480℃的温度范围中的停留时间调整为表2所示的时间的热历程。

将所得到的热轧钢带作为钢管原材，切割为规定的宽度，连续地进行辊轧成型而得到近圆形截面的开管后，进行将该开管的对接部附近加热至熔点以上并通过挤压辊压接的电阻焊，得到电阻焊钢管(外径609.6mmφ)。

接着，在线地对所得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部实施以表2所示的条件加热后进行冷却的热处理。加热使用能够仅对电阻焊焊接部附近进行加热的结构的高频感应加热装置。需要说明的是，冷却利用冷却装置进行，所述冷却装置中，在作为被冷却材料的电阻焊焊接部的上方设置连接有能够喷射水量密度(water flow rate)为0.9m³/m²分钟的棒状冷却水(rodlike jets of cooling water)的喷嘴的冷却集管，从喷嘴能够以0.9m/秒的速度喷射棒状冷却水。另外，冷却集管具有能够对冷却水的注水分别单独进行ON-OFF控制的结构。

需要说明的是，在钢管运送方向的下游侧测定电阻焊焊接部的温度，并基于测定的钢管温度对来自各冷却集管的注水进行ON-OFF控制，从而将电阻焊焊接部的冷却速度调整为表2所示的冷却速度，直至300℃。接着，在线地对电阻焊钢管的电阻焊焊接部实施加热至450℃的回火处理，将360～500℃的温度范围中的累积停留时间调整为表2所示的条件，得到成品钢管。

从所得到的成品钢管裁取试验片，实施组织观察、电阻焊焊接部的夹杂物分析、拉伸试验、高温拉伸试验、蠕变试验。试验方法如下所示。

(1)组织观察

从所得到的电阻焊钢管的母材部裁取组织观察用试验片(test piece formicrostructure observation)，对圆周方向截面(C截面)进行研磨，腐蚀后利用扫描电子显微镜(electron scanning microscop)(倍率：1000倍)观察组织，拍摄，鉴定组织，然后通过图像分析(image analysis)求出组织的体积分数及平均粒径。需要说明的是，通过图像分析测定各晶粒的面积，求出当量圆直径并取算术平均(arithmetic average)来得到平均粒径。在此，贝氏体相的情况下，将同一取向的区域尺寸(板条束尺寸(packet size))作为粒径进行测定。

(2)电阻焊焊接部的夹杂物分析

从所得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部裁取以电阻焊焊接部中央为中心且宽度2mm的板状试验片<宽度：2mm×厚度：总厚度×长度：总厚度>。将该板状试验片在电解液(10％AA液)中进行电解提取，用滤网(孔径：5μm)捕集所得到的提取残渣，利用ICP发光分析法分别求出残渣中含有的Si、Mn、Al、Ca量(质量ppm)，算出它们的总量，作为当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca量的总量(质量ppm)。

(3)拉伸试验

从所得到的电阻焊钢管的母材部及电阻焊焊接部以管圆周方向为拉伸方向分别裁取ASTM E8圆棒试验片(平行部：6.35mmφ、GL：25.4mm)。母材部位于距离电阻焊焊接部为180°的位置。另外，以焊缝位于平行部中央的方式裁取电阻焊焊接部的圆棒试验片。需要说明的是，裁取试验片时不进行钢管的扁平处理。

在室温下，使YS以下的拉伸速度为0.5％/分钟、使超过YS后的拉伸速度为5mm/分钟来进行拉伸试验，求出拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS)。

(4)高温拉伸试验

从所得到的电阻焊钢管裁取试验材料，实施400℃×2340小时的热处理。从实施该热处理后的试验材料、及未实施该热处理的试验材料的母材部及电阻焊焊接部以管圆周方向为拉伸方向分别裁取ASTM E8圆棒试验片(平行部：6.35mmφ、GL：25.4mm)。母材部位于距离电阻焊焊接部为180°的位置。另外，以焊缝位于平行部中央的方式裁取电阻焊焊接部的圆棒试验片。需要说明的是，裁取试验片时不进行钢管的扁平处理。

使试验温度为350℃，在试验温度下保持15分钟后，使YS以下的拉伸速度为0.5％/分钟、使超过YS后的拉伸速度为5mm/分钟来进行高温拉伸试验，求出屈服强度YS。

从所得到的屈服强度YS分别对母材部及电阻焊焊接部计算出热处理前后的YS的下降量ΔYS，评价母材部及电阻焊焊接部的长期耐软化性。ΔYS小于60MPa时，评价为“长期耐软化性优良”。

(5)蠕变试验(creep test)

从所得到的电阻焊钢管的母材部及电阻焊焊接部以管圆周方向为试验片长度方向裁取带缘试验片(specimen with slits prolongs)(平行部：6mmφ、GL：30mm)。需要说明的是，母材部位于距离电阻焊焊接部为180°的位置。另外，以焊缝(seam)位于平行部中央的方式裁取电阻焊焊接部试验片。

使试验温度为390℃，求出蠕变断裂强度(creep rupture strength)。从所得到的蠕变断裂强度基于Larson-Miller参数(parameter)进行换算，算出在360℃下经过20年的推定蠕变断裂强度σ_creep，求出与室温YS_RT的比、σ_creep/YS_RT，σ_creep/YS_RT为0.8以上时，评价为“蠕变断裂特性优良”。

所得到的结果如表3-1及表3-2所示。

表3-1

*)QPF：准多边形铁索体相、PF：多边形铁素体相、B：贝氏体相、M：马氏体相、P：珠光体，DP：伪珠光体、C：渗碳体

任一本发明例中均得到如下的电阻焊钢管：母材部、电阻焊焊接部都以体积分数计为90％以上的准多边形铁素体为主相，而且具有平均粒径为10μm以下的微细组织，具有屈服强度为450MPa以上的高强度，且具有ΔYS小于60MPa的优良的长期耐软化性，另外，具有蠕变断裂强度σ_creep与室温YS_RT之比、σ_creep/YS_RT为0.80以上的优良的蠕变断裂特性。

另一方面，偏离本发明范围的比较例中，至少母材部、电阻焊焊接部中的任一者无法确保期望的组织，无法确保期望的屈服强度为450MPa以上的高强度，或者长期耐软化性ΔYS小于60MPa变差，或者蠕变断裂特性变差。

另一方面，C、Mn、Nb、V、Ti中的任一者低而偏离本发明范围的比较例(钢管No.6、No.10、No.16、No.18、No.20)中，母材部、电阻焊焊接部均成为组织更软质的多边形铁素体，YS小于450MPa，未得到期望的高强度。另外，C、Mn、Nb、V、Ti中的任一者高而偏离本发明范围的比较例(钢管No.7、No.11、No.17、No.19、No.21)中，母材部、电阻焊焊接部的ΔYS均为60MPa以上从而长期耐软化性下降，σ_creep/YS_RT小于0.80，蠕变断裂特性下降。

另外，Si、Al、Ca、O中的任一者偏离本发明范围的比较例(钢管No.8、No.9、No.14、No.15、No.23、No.25)中，电阻焊焊接部中的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总含量超过49质量ppm，电阻焊焊接部的ΔYS达到60MPa以上，长期耐软化特性下降，并且σ_creep/YS_RT小于0.80，蠕变断裂特性也下降。

另外，P、S、Ca、N、Pcm中的任一者偏离本发明范围的比较例(钢管No.12、No.13、No.22、No.24、No.26)中，电阻焊焊接部的ΔYS达到60MPa以上，长期耐软化性下降，并且σ_creep/YS_RT小于0.80，蠕变断裂特性也下降。

(实施例2)

将具有表1所示的钢A～钢E的组成的钢原材(板坯：板坯厚度250mm)在表4-1所示的加热条件下加热及均热后，实施粗轧、和表4-1所示的条件的精轧，接着，实施表4-1所示条件的轧制后的冷却，在表4-1所示的卷取温度下卷取为卷材状，得到热轧钢带。对卷取后的热轧钢带实施通过卷取温度和卷材冷却条件的调整将350～480℃的温度范围中的停留时间调整为表4-1所示的时间的热历程。

将所得到的热轧钢带作为钢管原材，切割为规定的宽度，连续地进行辊轧成型而得到近圆形截面的开管后，进行将该开管的对接部附近加热至熔点以上并通过挤压辊压接的电阻焊，得到表4-2所示的尺寸的电阻焊钢管。

需要说明的是，一部分中，通过辊轧成型中的翅片成形对热轧钢带的宽度方向两端面赋予锥形坡口。被赋予的锥形坡口在热轧钢带的宽度方向端面中具有成为管外表面的表面与锥形起始位置的距离为热轧钢带板厚的20％、成为管内表面的表面与锥形起始位置的距离为热轧钢带板厚的20％的形状，且为外面侧20％-内表面侧20％。

另外，电阻焊时，主要在大气气氛(氧浓度：21vol％、23质量％)中进行。需要说明的是，一部分中，使用配置有3层喷射口的喷嘴，喷射惰性气体(inert gas)(N₂气体)，在使氧浓度下降至45ppm的气氛中进行电阻焊。

接着，使用与实施例1相同的高频感应加热装置在表4-2所示的条件下，在线地对所得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部进行加热后，使用与实施例1相同的冷却装置在表4-2所示的条件下进行冷却，然后，利用500～360℃的温度范围中的冷却速度及加热至500～360℃的温度范围的回火处理，进行将500～360℃的温度范围中的累积停留时间调整为表4-2所示的条件的处理，得到成品钢管。

与实施例1同样地操作，从所得到的电阻焊钢管裁取试验片，实施组织观察、电阻焊焊接部的夹杂物分析、拉伸试验、高温拉伸试验、蠕变试验。试验方法与实施例1同样。

所得到的结果如表5-1及表5-2所示。

表5-1

*)QPF：准多边形铁素体相、PF：多边形铁素体相、B：贝氏体相、M：马氏体相、P：珠光体

表5-2

**)当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总含量(质量ppm)

另外，板坯加热温度高而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.28)中，母材部的平均粒径超过10μm而无法确保期望的组织，ΔYS达到60MPa以上从而长期耐软化性下降，σ_creep/YS_RT小于0.80而蠕变断裂特性也下降。另外，板坯加热温度低而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.29)中，母材部及电阻焊焊接部的拉伸强度TS小于450MPa而无法确保期望的高强度，并且长期耐软化性下降，蠕变断裂特性也下降。另外，板坯加热时的保持时间低而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.30)中，Nb析出物粗大地残留，母材部及电阻焊焊接部的长期耐软化性下降，蠕变断裂特性也下降。另外，未再结晶温度区的热轧率低而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.31)中，母材部的平均粒径超过10μm而无法确保期望的组织，ΔYS达到60MPa以上从而长期耐软化特性下降，σ_creep/YS_RT小于0.80而蠕变断裂特性也下降。

另外，电阻焊焊接部的热处理中，加热后的冷却速度低而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.32)中，电阻焊焊接部的组织粗大化而无法确保期望的组织，期望的屈服强度为450MPa以上的高强度、长期耐软化性、蠕变断裂特性下降。电阻焊焊接部的热处理中，加热后的冷却速度低而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.36)中，电阻焊焊接部的组织成为以贝氏体相为主相的组织从而无法确保期望的组织，长期耐软化性、蠕变断裂特性下降。

另外，热轧后的冷却速度低而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.42)中，母材部的组织粗大化而无法确保期望的组织，长期耐软化性下降，蠕变断裂特性也下降。另外，热轧后的冷却速度高而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.46)中，母材部的组织以贝氏体相为主体从而无法确保期望的组织，长期耐软化性下降，蠕变断裂特性也下降。

另外，卷取后在480～350℃的温度范围中的停留时间短而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.47)中，母材部的组织以贝氏体相为主体从而无法确保期望的组织，长期耐软化性下降，蠕变断裂特性也下降。另外，卷取后在480～350℃的温度范围中的停留时间长而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.49)中，母材部的长期耐软化性下降，蠕变断裂特性也下降。另外，电阻焊焊接部的加热后的冷却时的冷却速度低而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.52)中，电阻焊焊接部的组织粗大化而无法确保期望的组织，长期耐软化性下降，蠕变断裂特性也下降。另外，电阻焊焊接部的加热后的冷却时的冷却速度低而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.56)中，准多边形铁素体相的体积分数下降而无法确保期望的组织，长期耐软化性下降，蠕变断裂特性也下降。

另外，电阻焊焊接部的加热后的冷却时在500～360℃的温度范围中的停留时间短而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.50)中，电阻焊焊接部的长期耐软化特性下降，蠕变断裂特性也下降。另外，电阻焊焊接部的加热后的冷却时在500～360℃的温度范围中的停留时间长而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.51)中，电阻焊焊接部的长期耐软化性下降，蠕变断裂特性也下降。

另外，在电阻焊焊接部的加热时加热温度下限低而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.37)中，电阻焊焊接部的组织以多边形铁素体为主体，粗大化而无法确保期望的组织，电阻焊焊接部的拉伸强度TS小于450MPa，无法确保期望的高强度，而且，电阻焊焊接部的长期耐软化性下降，蠕变断裂特性也下降。另外，在电阻焊焊接部的加热时加热温度下限高而偏离本发明优选范围的比较例(钢管No.41)中，电阻焊焊接部的组织的准多边形铁素体体积分数低于90％，无法确保期望的电阻焊焊接部组织，长期耐软化性下降，蠕变断裂特性也下降。

需要说明的是，在焊接时对热轧钢带的宽度端部(对接部的端面)赋予了锥形坡口的钢管No.40(本发明例)、或者进行了气氛控制的钢管No.39(本发明例)，与未赋予锥形坡口的钢管、或者未在大气气氛中进行的钢管相比，电阻焊焊接部中当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计为20质量ppm以下，较低，ΔYS小于30MPa，具有特优良的长期耐软化性。

Claims

1.一种高强度电阻焊钢管，其具有：

由母材部组织和电阻焊焊接部组织构成的组织，所述母材部组织以体积分数为90％以上的准多边形铁素体相为主相，余量由准多边形铁素体相以外的硬质相构成，且所述准多边形铁素体相的平均粒径为10μm以下，所述电阻焊焊接部组织以体积分数为90％以上的准多边形铁素体相为主相，余量由准多边形铁素体相以外的硬质相构成，且所述准多边形铁素体相的平均粒径为10μm以下，

所述高强度电阻焊钢管的屈服强度YS为450MPa以上，

所述母材部中，400℃×2340小时的热处理前后的屈服强度的变化量ΔYS为60MPa以下，

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所述的高强度电阻焊钢管，其特征在于，在所述组成的基础上以质量％计还含有选自Cu：0.001～0.350％、Ni：0.001～0.350％、Mo：0.001～0.350％、Cr：0.001～0.350％中的一种或两种以上。

3.如权利要求1或2所述的高强度电阻焊钢管，其特征在于，存在于所述电阻焊焊接部的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的总含量为49质量ppm以下。

4.如权利要求1或2所述的高强度电阻焊钢管，其特征在于，所述电阻焊焊接部中，400℃×2340小时的热处理前后的屈服强度的变化量ΔYS为60MPa以下。

5.一种屈服强度YS为450MPa以上的高强度电阻焊钢管的制造方法，对热轧钢带连续地进行辊轧成型而形成近圆形截面的开管后，进行将该开管的对接部附近加热至熔点以上并通过挤压辊压接的电阻焊，制成具有电阻焊焊接部的电阻焊钢管，接着对该电阻焊钢管实施在线方式的热处理，所述制造方法的特征在于，

所述在线方式的热处理如下：将所述电阻焊焊接部附近的壁厚的整个厚度加热至800℃～1150℃的范围内的温度后，实施以壁厚的中央部温度计为780℃～620℃的温度范围中的平均冷却速度为7～299℃/秒的范围的冷却直至620℃以下的冷却停止温度，进而实施将500～360℃的温度范围中的累积停留时间调整为2～200秒的热历程，

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

6.如权利要求5所述的高强度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％计还含有选自Cu：0.001～0.350％、Ni：0.001～0.350％、Mo：0.001～0.350％、Cr：0.001～0.350％中的一种或两种以上。

7.如权利要求5或6所述的高强度电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述辊轧成型的翅片成型中，对所述热轧钢带的宽度方向两端面赋予锥形坡口，所述锥形坡口中，锥形起始位置与成为管外表面的表面或者成为管内表面的表面在热轧钢带板厚方向的距离为热轧钢带板厚的2～80％。

8.如权利要求5或6所述的高强度电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，所述电阻焊在使氧浓度低于大气中的氧浓度的气氛中进行。

9.如权利要求7所述的高强度电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，所述电阻焊在使氧浓度低于大气中的氧浓度的气氛中进行。

10.如权利要求5、6和9中任一项所述的高强度电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，存在于所述电阻焊焊接部的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca的总含量为49质量ppm以下。

11.如权利要求7所述的高强度电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，存在于所述电阻焊焊接部的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca的总含量为49质量ppm以下。

12.如权利要求8所述的高强度电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，存在于所述电阻焊焊接部的当量圆直径5μm以上的夹杂物中含有的Si、Mn、Al、Ca的总含量为49质量ppm以下。