CN104641014B - 电阻焊焊接部的耐hic性和低温韧性优异的电阻焊钢管及其制造方法 - Google Patents

电阻焊焊接部的耐hic性和低温韧性优异的电阻焊钢管及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN104641014B
CN104641014B CN201380048260.XA CN201380048260A CN104641014B CN 104641014 B CN104641014 B CN 104641014B CN 201380048260 A CN201380048260 A CN 201380048260A CN 104641014 B CN104641014 B CN 104641014B
Authority
CN
China
Prior art keywords
resistance
resistance welding
electric
socket part
steel pipe
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201380048260.XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN104641014A (zh
Inventor
丰田俊介
后藤聪太
冈部能知
米本笃志
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN104641014A publication Critical patent/CN104641014A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104641014B publication Critical patent/CN104641014B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/0006—Resistance welding; Severing by resistance heating the welding zone being shielded against the influence of the surrounding atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B23/00—Tube-rolling not restricted to methods provided for in only one of groups B21B17/00, B21B19/00, B21B21/00, e.g. combined processes planetary tube rolling, auxiliary arrangements, e.g. lubricating, special tube blanks, continuous casting combined with tube rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/06—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
    • B21C37/08—Making tubes with welded or soldered seams
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D5/00—Bending sheet metal along straight lines, e.g. to form simple curves
    • B21D5/06—Bending sheet metal along straight lines, e.g. to form simple curves by drawing procedure making use of dies or forming-rollers, e.g. making profiles
    • B21D5/10—Bending sheet metal along straight lines, e.g. to form simple curves by drawing procedure making use of dies or forming-rollers, e.g. making profiles for making tubes
    • B21D5/12—Bending sheet metal along straight lines, e.g. to form simple curves by drawing procedure making use of dies or forming-rollers, e.g. making profiles for making tubes making use of forming-rollers
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/08—Seam welding not restricted to one of the preceding subgroups
    • B23K11/087—Seam welding not restricted to one of the preceding subgroups for rectilinear seams
    • B23K11/0873—Seam welding not restricted to one of the preceding subgroups for rectilinear seams of the longitudinal seam of tubes
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K13/00—Welding by high-frequency current heating
    • B23K13/01—Welding by high-frequency current heating by induction heating
    • B23K13/02—Seam welding
    • B23K13/025—Seam welding for tubes
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/3073—Fe as the principal constituent with Mn as next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/60—Aqueous agents
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/613—Gases; Liquefied or solidified normally gaseous material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L9/00—Rigid pipes
    • F16L9/02—Rigid pipes of metal
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/04—Tubular or hollow articles
    • B23K2101/06—Tubes
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Bending Of Plates, Rods, And Pipes (AREA)

Abstract

本发明提供具有兼具优异的耐HIC性和优异的低温韧性的电阻焊焊接部的拉伸特性TS：434MPa以上的电阻焊钢管及其制造方法。一种电阻焊钢管，其特征在于，具有如下组成，并具有拉伸强度TS：434MPa以上的强度，所述组成为：以质量％计含有C：0.03～0.59％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.40～2.10％和Al：0.01～0.35％，且以Mn/Si(质量比)为6.0～9.0的范围的方式调整并含有Si、Mn，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，相对于含有铁素体的宽度为2mm的电阻焊焊接部总量，该电阻焊钢管的电阻焊焊接部中存在的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量以质量％计为16ppm以下，该电阻焊焊接部兼具优异的耐HIC特性和优异的低温韧性。

Description

电阻焊焊接部的耐HIC性和低温韧性优异的电阻焊钢管及其 制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为原油(crude oil)、天然气等(natural gas)的开采用或输送用的具有拉伸强度(tensile strength)TS：434MPa以上的强度的电阻焊钢管(electricresistance welded steel pipe or steel tube)。本发明尤其是涉及提高电阻焊焊接部(electric resistance welded part)的耐氢致开裂性(hydrogen induced crackingresistance)和低温韧性(low-temperature toughness)的技术。
背景技术
电阻焊钢管一直以来大多被用作原油、天然气等的开采用或输送用。然而，电阻焊钢管由于具有电阻焊焊接部，因此从电阻焊焊接部的可靠性的观点出发，其用途被限定于电阻焊焊接部的耐氢致开裂性(以下也称为耐HIC性)、低温韧性的要求值不严格的位置。因此，强烈期望耐HIC性优异、进而低温韧性也优异的电阻焊钢管。
对于这种期望，例如专利文献1中记载有以含有0.0012％以上的Ca的Al脱氧钢(Aldeoxidized steel)为原料的耐酸性优异的电阻焊钢管。专利文献1所记载的技术中，将Ca/Al比设为0.10以下，将相对于圆周方向(circumferential direction)的长度的板厚方向(through-thickness direction)的长度的比设为2以上，且将长径为10μm以上的夹杂物(inclusion)的密度(density)调整至每mm2为5个以下。由此，即使在pH低的严格的环境下，也可以防止氢致起泡开裂(hydrogen induced blister cracking)的产生，成为耐酸性优异的电阻焊钢管。
此外，专利文献2中记载有可以使电阻焊焊接部的韧性提高的电阻焊钢管的气体保护焊接方法(gas shield welding)。专利文献2中记载的技术的特征在于，在精加工成型(fin pass forming)后且在焊接前，以喷雾(mist)清洗除去管内面侧的悬浮氧化皮(suspended scale)，并且在焊接部的局部保护(local shielding)时，使得除了管内面侧的保护装置(shielding arrangement)的保持辊以外与管非接触，进行焊接部的局部气体保护(local gas shielding)。由此，可防止电阻焊焊接部的氧化皮的残留，格外提高电阻焊焊接部的韧性。
此外，专利文献3中记载有API X80级(grade)以上的高强度薄壁电阻焊线管(hightensile strength thin-walled electric resistance welded line pipe or tube)。专利文献3所记载的技术中，从热轧线圈(hot rolled steel coil)经过冷的辊轧成型(rollforming)、电阻焊焊接、焊缝热处理(heat treatment of seam)、分级机(sizingtreatment)的工序而制造，将外径为200～610mm、厚度/外径比(t/D)为2％以下、金属组织(metallic structure)为平均结晶粒径(average grain size)5μm以下的针状铁素体组织(acicular ferrite structure)、电阻焊焊接的对接部(butt part)的氧化物(oxide)的占有面积(occupied area)为0.1％(相当于1000ppm)以下、扁平(flatning)后的周向的拉伸强度为700N/mm2以上的电阻焊钢管用于线管。由此，母材的韧性优异，电阻焊焊接的对接部可确保与母材相同的健全性。
此外，专利文献4中记载有电阻焊焊接部的缺陷少、蠕变破裂强度(creep rupturestrength)和韧性优异的锅炉用电阻焊钢管(electric resistance welded steel pipeor steel tube for boiler)。专利文献4中记载的锅炉用电阻焊钢管是以质量％计含有C：0.01～0.20％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.10～2.0％、Cr：0.5～3.5％，限制为P：0.030％以下、S：0.010％以下、O：0.020％以下，含有Nb：0.001～0.5％、V：0.02～1.0％、B：0.0003～0.01％，将(Si％)/(Mn％+Cr％)设为0.202～1.5，电阻焊焊接时生成的SiO2、MnO、Cr2O3的3元混合氧化物的面积率为0.1％以下的锅炉用电阻焊钢管。由此，成为电阻焊焊接性(weldability of electric resistance welding)优异、蠕变破裂强度也优异的锅炉用电阻焊钢管。
专利文献
专利文献1：日本特开昭60-213366号公报
专利文献2：日本特开平4-178281号公报
专利文献3：日本特开2008-223134号公报
专利文献4：日本特开2006-77330号公报
发明内容
专利文献1所记载的技术可以说在(0.5％CH3COOH+人造海水(syntheticseawater)(3％NaCl)+饱和H2S)环境下的耐HIC性优异。然而，专利文献1所记载的技术中，夹杂物的控制不充分。此外，专利文献1所记载的技术中，有在更加苛刻的腐蚀环境(corrosion environment)即NACE TM0284标准的SolutionA液(0.5％CH3COOH+5％NaCl+饱和H2S)环境下，无法避免氢致开裂(HIC)的产生的问题。就是说，长径为10μm以上的夹杂物的密度为每mm25个的夹杂物量在换算为面积率时相当于0.05％(500ppm)，即使考虑到长径/短径比(ratio of the major diameter to the minor diameter)：2，也为100ppm左右。由此，可应用以专利文献1所记载的技术制造的电阻焊钢管的环境是直至0.5％CH3COOH+人造海水(NaCl浓度约3％)+饱和H2S环境为止，在更加严重的腐蚀环境中，有可能产生HIC。尤其是，在目前通常作为苛刻环境条件而使用的NACE TM0284标准的Solution A溶液(0.5％CH3COOH+5％NaCl+饱和H2S环境)中，难以避免HIC产生。此外，引用文献1的技术的低温韧性不充分，在寒冷地区的应用也存在问题。
此外，专利文献2所记载的技术中，在电阻焊焊接部中，可得到夏比冲击试验(Charpy impact test)的吸收能量(absorbed energy)为20kgfm左右以上这样的高吸收能量(电阻焊焊接部高韧性)的温度区域至多到-50°F(相当于-45.5℃)为止，在-60℃以下这样的极低温度(extremely-low temperature)时有低温韧性下降的问题。此外，以专利文献2所记载的技术制造的钢管也有在苛刻的腐蚀环境条件下不保持良好的耐HIC性的问题。
此外，专利文献3所记载的技术中，可得到电阻焊焊接部的氧化物的占有面积为0.1％(相当于1000ppm)以下的电阻焊钢管。然而，对于该程度的氧化物量的下降而言，电阻焊焊接部在-20℃的夏比冲击试验的吸收能量仅显示小于100J这样低的值。如此，专利文献3所记载的技术中有无法确保在-60℃时的夏比冲击试验的吸收能量为120J以上这样的良好的电阻焊焊接部低温韧性的问题。
此外，专利文献4所记载的技术中，使混合氧化物(mixed oxide)的熔点下降，由此可使电阻焊焊接部的焊接缺陷(weld defect)下降，可防止电阻焊焊接部的蠕变特性(creep characteristic)、韧性变差。引用文献4所记载的技术中，得到的电阻焊焊接部的夏比冲击试验的断裂转变温度(fracture transition temperature)为约0～-50℃左右，有无法确保-60℃时的夏比冲击试验的吸收能量为120J以上这样的良好的电阻焊焊接部的低温韧性的问题。
本发明的目的在于解决该现有技术的问题，提供一种具有兼具优异的耐HIC性和优异的低温韧性的电阻焊焊接部的拉伸强度TS：434MPa以上的电阻焊钢管。这里所述的“优异的耐HIC性”是指在NACETM0284标准的NACE Solution A溶液(0.5％CH3COOH+5％NaCl+饱和H2S)环境下浸渍200h后的裂纹面积率CAR(Crack Area Ratio)为3％以下的情况。此外，“优异的低温韧性”是指按照JIS Z 2242的标准而得到的在-60℃时的夏比冲击试验的吸收能量vE-60为120J以上，且按照WES 1108(1995)的标准而得到的CTOD试验的在-20℃时的龟裂顶端开口位移值(crack tip opening displacement value)(CTOD值)为0.3mm以上的情况。此外，本发明的夏比断裂转移温度vTrs为-60℃以下。
本发明的发明人等为了达成上述目的，对氧化物的构成元素(constituentelement)、氧化物的大小、氧化物的数量对电阻焊焊接部的耐HIC特性和低温韧性造成的影响进行了深入研究。其结果想到，首先，电阻焊焊接时在钢带边缘部(edge of steelstrip)生成的氧化物的粘度(viscosity)对电阻焊焊接部的耐HIC性、低温韧性有很大影响。然后，发现通过将电阻焊焊接时在钢带边缘部生成的氧化物的粘度调整至2泊以下，电阻焊焊接部的耐HIC性和低温韧性显著提高。
对于通过使得电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度为2泊以下而提高耐HIC性和低温韧性的理由，目前为止尚不明确。本发明的发明人等认为是由于形成于钢带边缘面的熔融金属(molten metal)通过电磁压力(electromagnetic nature pressure)排出时或通过压接(upset)(也称为顶锻)将熔融金属排出时，上述氧化物的粘度变低，从而将氧化物在焊接部中没有残留地排出。
首先，对本发明的发明人等进行的成为本发明的基础的实验结果进行说明。
使用以质量％计含有0.01～0.80％的C、0～2.50％的Si、0.15～3.00％的Mn、0.009～0.0125％的S、0.001～0.035％的P、0～0.70％的Al、0～3.50％的Cr、0～0.0060％的Ca、0～0.085％的Nb且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的组成范围的各种热轧钢板(板厚：20.6mm)，以利用辊的连续冷成型(continuous cold forming)制成开管(openpipe)，对于每种热轧钢板(hot rolled steel sheet)，使气氛的氧浓度(concentrationof oxygen)等电阻焊焊接条件(welding condition of electric resistance welding)产生各种变化，进而，对于每种热轧钢板，使利用挤压辊(squeeze roll)的压接条件产生各种变化，将开管的宽度方向端部彼此进行电阻焊焊接，对于每种热轧钢板，得到外径660mmφ的电阻焊钢管。另外，一部分电阻焊钢管中，在辊轧成型时使用精加工辊，对钢带幅端部赋予坡口(坡口角度：30°)。一部分电阻焊钢管中，对电阻焊焊接部施行淬火回火处理(quenching and tempering treatment)(焊缝QT(seam QT))。
从得到的各电阻焊钢管的电阻焊焊接部，以试验片长度方向为管轴方向(direction of tube axis)且电阻焊焊接部为试验片长度方向的中央的方式采集HIC试验片(大小：10mm厚度×20mm宽度×100mm长度)，实施HIC试验。HIC试验是将试验片在NACETM0284标准的SolutionA液(0.5％CH3COOH+5％NaCl+饱和H2S)中进行200h浸渍的试验。浸渍后，对试验片板面进行超声波探伤(ultrasonic flaw detection)，通过图像处理(imagetreatment)求出裂纹部的面积率(CAR)。
此外，从得到的各电阻焊钢管，按照JIS Z 2242的标准，以电阻焊焊接部为中心在管圆周方向采集夏比冲击试验片(V形缺口试验片(V notch test piece))。应予说明，缺口是通过蚀刻(etching)确认的，将电阻焊焊接部作为中心。使用所得到的夏比冲击试验片(V形缺口试验片)实施冲击试验，求出吸收能量。试验温度设为-60℃，对各电阻焊钢管，使用3片试验片进行试验，将其算术平均值作为各电阻焊钢管的电阻焊焊接部的韧性(吸收能量)值vE-60。
另外，对各电阻焊钢管，计算求出电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度。电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度是由电阻焊焊接时的钢水温度(liquid steel temperature)、电阻焊焊接时生成的氧化物组成，通过P.V.Riboud et.al.：Fachber.Heuteenprax.Metallweiterverrarb.，19(1981)859中记载的下式求出。
氧化物的粘度(泊)＝10×ART exp(BR/T)····(1)
这里，T：绝对温度(K)，
AR：exp{-19.81+1.73(XCaO+XMnO)-35.75XAl2O3}
BR：31140-23896×{(XCaO+XMnO)+68833XAl2O3}
XCaO、XMnO、XAl2O3：氧化物中的CaO、MnO、Al2O3的各自的摩尔分率
应予说明，计算粘度时，使用对于电阻焊焊接时的温度：1550℃而得到的摩尔分率。此外，电阻焊焊接时生成的氧化物的组成是由作为电阻焊钢管的原料的热轧钢板的组成、以及从钢板端部的焊接至压接为止的时间决定的。
将得到的结果以电阻焊焊接部的CAR、电阻焊焊接部的vE-60与电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度的关系示于图1。
由图1可知，若电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度为2泊以下，则即使在苛刻的腐蚀环境下，也可以得到电阻焊焊接部的CAR为3％以下而电阻焊焊接部的耐HIC性优异、vE-60为120J以上而电阻焊焊接部的低温韧性提高的电阻焊钢管。
本发明的发明人等通过进一步研究，得到以下发现。第一，若电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度可减少至2泊以下，则可以从电阻焊焊接部容易地排出氧化物。第二，通过粘度的减少，存在于电阻焊焊接部的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量相对于含有基体钢(base iron)的宽度为2mm的电阻焊焊接部总量以质量％计成为16质量ppm以下。基于以上情况发现，根据本发明，电阻焊焊接部的耐HIC性、低温韧性提高。
上述电阻焊焊接部的CAR、电阻焊焊接部的vE-60的结果与等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量(相对于含有基体钢的宽度为2mm的电阻焊焊接部总量的以质量％表示的量)的关系示于图2。
由图2可知，若等效圆直径为8μm以上的夹杂物中的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计为16ppm以下，则即使在苛刻的环境下，也可以得到电阻焊焊接部的CAR为3％以下而电阻焊焊接部的耐HIC性优异、vE-60为120J以上而电阻焊焊接部的低温韧性提高的电阻焊钢管。
应予说明，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量使用由以下述方式求出的值。
从得到的电阻焊钢管，以电阻焊焊接部为中心，采集电解提取用板状试验片(大小：厚度管厚度×宽度2mm×长度20mm)。使用该试验片，使电解液为10％AA液(AA液是指10vol％的乙酰丙酮-1质量％的四甲基氯化铵-甲醇)，电解提取夹杂物。将得到的电解提取物(夹杂物)用孔径为8μm的滤网过滤。接着，将经过滤的电解提取物(称为等效圆直径为8μm以上的夹杂物)进一步碱熔融，实施ICP分析(Inductively Coupled Plasma MassSpectrometry)，分析夹杂物中所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr。通过该分析，得到相对于含有基体钢的宽度为2mm的电阻焊焊接部总量，以质量％计，等效圆直径为8μm以上的夹杂物中的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计含量。
由此，本发明的发明人等发现，通过将作为原料的钢板(热轧钢板)的组成调整为适当范围，进一步以适当条件进行电阻焊焊接，将电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度调整为2泊以下，从而只要将在电阻焊焊接部中存在的夹杂物中所含的Si、Mn和Al等的合金元素量控制在一定以下，则可以制造电阻焊焊接部兼具优异的耐HIC性和优异的低温韧性的电阻焊焊接钢管。
本发明是基于上述发现并进一步进行研究而完成的。即，本发明的主旨如下所述。
(1)一种电阻焊钢管，其特征在于，具有如下组成并具有拉伸强度TS：434MPa以上的强度，所述组成为：以质量％计含有C：0.03～0.59％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.40～2.10％和Al：0.01～0.35％，且以Mn/Si(质量比)为6.0～9.0的范围的方式调整并含有Si、Mn，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，相对于含有基体钢的宽度为2mm的电阻焊焊接部总量，在该电阻焊钢管的电阻焊焊接部的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量以质量％计为16ppm以下，该电阻焊焊接部兼具优异的耐HIC特性和优异的低温韧性。
(2)如(1)所述的电阻焊钢管，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有Ca：0.0001～0.0040％。
(3)如(1)或(2)所述的电阻焊钢管，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有Cr：0.01～1.09％。
(4)如(1)～(3)中任一项所述的电阻焊钢管，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Cu：0.01～0.35％、Mo：0.01～0.25％、Ni：0.01～0.20％、B：0.0001～0.0030％中的1种或2种以上。
(5)如(1)～(4)中任一项所述的电阻焊钢管，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Nb：0.001～0.060％、V：0.001～0.060％、Ti：0.001～0.080％中的1种或2种以上。
(6)一种电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将热轧钢带连续地辊轧成型而制成大致圆形断面的开管后，将该开管的对接部附近加热至熔点以上，进行以挤压辊压接的电阻焊焊接而形成电阻焊焊接部，接着，对该电阻焊焊接部施行在线的热处理，其中，使上述热轧钢带为具有如下组成并具有拉伸强度TS：434MPa以上的强度的热轧钢带，所述组成为：以质量％计含有C：0.03～0.59％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.40～2.10％和Al：0.01～0.35％，且以Mn/Si为6.0～9.0的范围的方式调整并含有Si、Mn，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，以该电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度成为2泊以下的方式，调整电阻焊焊接时的气氛中的氧浓度和/或从因上述加热所致的熔融开始至上述压接为止的时间而进行上述电阻焊焊接，上述电阻焊焊接部兼具优异的耐HIC特性和优异的低温韧性。
(7)如(6)所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，上述辊轧成型的精加工成型中，对上述热轧钢带的宽度方向的两端面赋予锥形开始位置(starting location oftaper)与成为管外面的表面或成为管内面的表面在热轧钢带板厚方向的距离的和为热轧钢带板厚的2～80％的锥形坡口。
(8)如(6)或(7)所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将从因上述加热所致的熔融开始(melting onset)至上述压接为止的时间设为0.2～4秒。
(9)如(6)～(8)中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，上述电阻焊焊接是使上述电阻焊焊接时的气氛中的氧浓度为与由下述(1)式定义的钢水的易氧化度(oxidization tendency)foxy相关且调整为以体积％计1000/foxy ppm以下的焊接。
foxy＝Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca····(1)
这里，Mn、Si、Cr、Al、Ca：各元素的含量(质量％)
(10)如(6)～(9)中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将对上述电阻焊焊接部施行的上述热处理设为如下处理：以该电阻焊焊接部的厚度方向平均温度计，加热至加热温度：720～1070℃，接着，进行空气冷却或水冷；或者，进一步以该电阻焊焊接部的厚度方向平均温度计，加热至加热温度：小于720℃，进行空气冷却。
(11)如(6)～(10)中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有Ca：0.0001～0.0040％。
(12)如(6)～(11)中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有Cr：0.01～1.09％。
(13)如(6)～(12)中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Cu：0.01～0.35％、Mo：0.01～0.25％、Ni：0.01～0.20％、B：0.0001～0.0030％中的1种或2种以上。
(14)如(6)～(13)中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Nb：0.001～0.060％、V：0.001～0.060％、Ti：0.001～0.080％中的1种或2种以上。
根据本发明，即使在严重的腐蚀环境下，电阻焊焊接部也具有优异的耐HIC性。进而，根据本发明，电阻焊焊接部具有-60℃时的夏比冲击试验的吸收能量为120J以上的优异的低温韧性。而且，本发明的电阻焊钢管具有拉伸强度TS：434MPa以上，因此本发明的电阻焊钢管具有优异的耐HIC性、低温韧性，并且也具有充分的强度。此外，根据本发明，可以容易地制造如上所述的优异的电阻焊钢管，因此本发明在产业上发挥显著的效果。
附图说明
图1是表示电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度对电阻焊焊接部的CAR、电阻焊焊接部的vE-60造成的影响的图。
图2是表示等效圆直径为8μm以上的夹杂物中的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计含量对电阻焊焊接部的CAR、电阻焊焊接部的vE-60造成的影响的图。
图3是表示优选的坡口形状的一个例子的说明图。
图4是表示对电阻焊焊接时生成的氧化物组成造成影响的热轧钢板的Mn/Si与从钢板端部熔融至压接为止的时间的关系的图。
具体实施方式
首先，对限定本发明的电阻焊钢管的组成的理由进行说明。以下，只要没有特别说明，质量％就简单地以％表示。
C：0.03～0.59％
C是介由珠光体(pearlite)、渗碳体(cementite)、贝氏体(bainite)、马氏体(martensite)等硬质相(hard phase)的形成而增加钢管的强度的元素。本发明中，为了确保所需的强度(拉伸强度434MPa以上)，优选含有0.03％以上的C。此外，C是在电阻焊焊接时使钢水的熔点(melting point)下降的元素。而且，C是利用与大气(air)中的O2的反应而形成CO，由此对电阻焊焊接时的氧化物的形成造成影响的元素。若C的含量大于0.59％，则伴随着熔点的下降，电阻焊焊接部的钢水的凝固温度(solidification temperature)下降，钢水的粘度上升，因此氧化物难以排出。由此，将C的含量限定于0.03～0.59％的范围内。另外，优选为0.04～0.49％。
Si：0.10～0.50％
Si是具有通过固溶强化(solute strengthening)增加钢管强度的作用的元素。此外，Si在电阻焊焊接部中与Fe相比与O(氧)的亲和力(affinity)强，与Mn氧化物一起形成粘度高的共晶氧化物(eutectic oxide)。Si的含量小于0.10％时，电阻焊焊接部的共晶氧化物中的Mn浓度变高，氧化物的熔点比钢水温度高，容易作为氧化物而残留于电阻焊焊接部。因此，电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径(equivalent circle diameter)为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接部的韧性和耐HIC性下降。另一方面，若Si的含量大于0.50％，则电阻焊焊接部的共晶氧化物中的Si浓度变高，粘度变高，氧化物的生成量变多，并且氧化物容易残留于电阻焊焊接部。因此，电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接部的韧性和耐HIC性下降。由此，将Si的含量限定于0.10～0.50％的范围内。另外，优选为0.15～0.35％。
Mn：0.40～2.10％
Mn是通过固溶强化和相变强化(transformation toughening)而有助于增加钢管强度的元素。此外，Mn在电阻焊焊接部与Fe相比与O的亲和力强，与Si氧化物一起形成粘度高的共晶氧化物。Mn的含量小于0.40％时，电阻焊焊接部的共晶氧化物中的Si浓度变高，氧化物的熔点与钢水温度相比变高，粘度也变高，氧化物容易残留于电阻焊焊接部。因此，电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca等的合计容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接部的韧性和耐HIC性下降。另一方面，若Mn的含量大于2.10％，则电阻焊焊接部的共晶氧化物中的Mn浓度变高，氧化物的熔点与钢水温度相比变高、氧化物的生成量变多，并且氧化物容易残留于电阻焊焊接部。因此，夹杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al和Ca等的合计容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接部的韧性和耐HIC性下降。由此，将Mn的含量限定于0.40～2.10％的范围内。另外，优选为0.85～1.65％。
本发明的电阻焊钢管中，以在上述含有范围且Mn/Si成为6.0～9.0的范围的方式调整并含有Si、Mn。应予说明，Mn/Si表示质量比(Mn的含量/Si的含量)。
由于电阻焊焊接时生成的氧化物为Si-Mn系氧化物，因此为了使得生成的氧化物的粘度为规定值以下，重要的因素是将Mn/Si调整至规定范围内。Mn/Si小于6.0时，Si含量多，大量地形成具有网眼结构的熔融硅酸盐，无法使得电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度为2泊以下。另一方面，若Mn/Si大于9.0而变大，则Mn含量变得过多，氧化物的熔点大于钢水温度，因此电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计大于16ppm而变高。因此，以Mn/Si成为6.0～9.0的范围的方式进行调整而含有Si、Mn。另外，优选为6.2～8.8。
Al：0.01～0.35％
Al是作为脱氧剂而发挥作用的元素。此外，Al作为AlN析出而抑制奥氏体粒(austenite grain)的生长，有助于确保韧性。此外，Al与Si、Mn相比与O(氧)的亲和力强，以固溶于2MnO·SiO2(Tephroite)等Mn-Si系共晶氧化物的形式形成氧化物。Al的含量小于0.01％时，脱氧能力(deoxidation ability)不足，钢的洁净度(cleanness)下降，夹杂物(氧化物)容易残留于电阻焊焊接部，电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al等的合计容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接部的韧性和耐HIC性下降。另一方面，若大于0.35％而大量地含有Al，则共晶氧化物中的Al浓度变高，氧化物的熔点与钢水温度相比变高，氧化物容易残留于电阻焊焊接部。因此，电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al等的合计容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接部的韧性、耐HIC性下降。由此，将Al的含量限定于0.01～0.35％的范围内。另外，优选为0.03～0.08％。
上述成分为基本成分。本发明的电阻焊钢管除含有这些基本成分以外，可以根据需要而选择地含有选自Ca：0.0001～0.0040％，和/或Cr：0.01～1.09％，和/或Cu：0.01～0.35％、Mo：0.01～0.25％、Ni：0.01～0.20％、B：0.001～0.0030％中的1种或2种以上，和/或选自Nb：0.001～0.060％、V：0.001～0.060％、Ti：0.001～0.080％中的1种或2种以上。
Ca：0.0001～0.0040％
Ca具有将钢中的硫化物(sulfide)形态控制(morphology control)成球状的作用，使钢管的电阻焊焊接部附近的耐氢脆性(hydrogen embrittlement resistance)和韧性提高。在含有0.0001％以上的Ca时可看到这种效果。若Ca的含量大于0.0040％，则Ca与O的亲和力强，因此氧化物中的Ca浓度增加，氧化物的熔点与钢水温度相比变高，氧化物的生成量增加，氧化物容易残留于电阻焊焊接部。因此，电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca等的合计容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接部的韧性、耐HIC性下降。由此，含有Ca时，将Ca的含量优选限定于0.0001～0.0040％的范围内。另外，更优选为0.0002～0.0035％。
Cr：0.01～1.09％
Cr与Mn同样是通过固溶强化和相变强化而有助于增加钢管的强度的元素。此外，Cr在电阻焊焊接部与Fe相比与O(氧)的亲和力强，形成氧化物。Cr的含量为0.01％以上时可看到这种效果。另一方面，若Cr的含量大于1.09％，则氧化物中的Cr浓度增加，氧化物的熔点与钢水温度相比变高，氧化物的生成量增加，氧化物容易残留于电阻焊焊接部。因此，电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Cr等的合计容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接部的韧性、耐HIC性下降。由此，含有Cr时，将Cr的含量优选限定于0.01～1.09％的范围内。另外，更优选为0.02～0.99％。
选自Cu：0.01～0.35％、Mo：0.01～0.25％、Ni：0.01～0.20％、B：0.0001～0.0030％中的1种或2种以上
Cu、Mo、Ni和B均是用于实现耐氢脆性的提高和钢管强度的增加而含有的元素。应予说明，钢管强度是指拉伸强度TS和屈服应力YS。本发明的电阻焊钢管可以根据需要而含有上述元素。这种效果通过满足Cu的含量为0.01％以上、Mo的含量为0.01％以上、Ni的含量为0.01％以上、B的含量为0.0001％以上中的任一者而变得显著。另一方面，若满足Cu的含量大于0.35％、Mo的含量大于0.25％、Ni的含量大于0.20％、B的含量大于0.0030％中的任一者，则通过含有上述元素而得到的效果饱和，无法期待与含量相符的效果，在经济上变得不利。由此，含有上述元素时，优选分别限定于Cu的含量为0.01～0.35％、Mo的含量为0.01～0.25％、Ni的含量为0.01～0.20％、B的含量为0.0001～0.0030％的范围内。另外，更优选Cu的含量为0.05～0.29％、Mo的含量为0.05～0.21％、Ni的含量为0.02～0.16％、B的含量为0.0005～0.0020％。
选自Nb：0.001～0.060％、V：0.001～0.060％、Ti：0.001～0.080％中的1种或2种以上
Nb、V和Ti均是主要形成碳化物(carbide)，通过析出强化(precipitationstrengthening)使钢管的强度增加的元素。本发明的电阻焊钢管可以根据需要而含有上述元素。这种效果通过满足Nb的含量为0.001％以上、V的含量为0.001％以上、Ti的含量为0.001％以上中的任一者而变得显著。另一方面，若满足Nb的含量大于0.060％、V的含量大于0.060％、Ti的含量大于0.080％中的任一者，则未固溶的大型的碳氮化物(carbonitride)残留于电阻焊焊接部，使电阻焊焊接部的韧性下降。因此，含有上述元素时，优选分别限定于Nb的含量为0.001～0.060％、V的含量为0.001～0.060％、Ti的含量为0.001～0.080％的范围内。另外，更优选Nb的含量为0.005～0.050％、V的含量为0.005～0.050％、Ti的含量为0.005～0.040％。
剩余部分为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，容许P：0.020％以下、S：0.005％以下、N：0.005％以下、O：0.003％以下。
进而，本发明的电阻焊钢管具有电阻焊焊接部，该电阻焊焊接部具有上述组成并具有拉伸强度TS：434MPa以上，且电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量相对于包含基体钢的电阻焊焊接部总量以质量％计为16ppm以下。
本发明的电阻焊钢管的电阻焊焊接部中，电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度低且氧化物的熔点为钢水温度以下。此外，上述电阻焊焊接部中，在该电阻焊焊接部中存在的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量为16ppm以下。若等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量大于16ppm而变多，则电阻焊焊接部的耐HIC性和低温韧性下降。
应予说明，电阻焊焊接部中存在的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量是由以下方式得到的值。从该电阻焊钢管，以电阻焊焊接部为中心，采集宽度为2mm的电解提取用板状试验片(plate specimen for electrolyticextraction)，使电解液(electrolytic solution)为10％AA液，从上述试验片电解提取夹杂物，将得到的电解提取物(夹杂物)用孔径为8μm的网(mesh)的过滤器(filter)过滤。接着，将经过滤的电解提取物(electrolytic extract)(等效圆直径为8μm以上的夹杂物)进一步碱熔融(alkali fusion)，实施ICP分析(Inductively Coupled Plasma analysis)，分析夹杂物中所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr，导出等效圆直径8μm以上的夹杂物中的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计含量。应予说明，将电阻焊钢管中不含的元素设为零而进行处理。
接着，对本发明的电阻焊钢管的制造方法进行说明。
将具有上述组成的钢原料(钢坯(slab))加热，热轧而制成规定厚度的钢带(热轧钢带)。将得到的钢带切分(slitting)为规定宽度后，本发明中，对该钢带连续地施行辊轧成型而制成大致圆筒形状的开管。然后，将该开管的对接部附近加热至熔点以上，进行以挤压辊压接的电阻焊焊接而形成电阻焊焊接部，制成电阻焊钢管。
另外，辊轧成型中，优选利用排辊方式(cage roll forming process)的成型。利用排辊方式的辊轧成型是指将被称为排辊的小型辊排列于成为管外面的一侧，顺利地成型的方式的辊轧成型。利用排辊方式的辊轧成型中，优选为CBR方式的辊轧成型(chance-freebulge roll forming process)。CBR方式的辊轧成型是将钢带的两边缘部利用边缘弯曲辊预先成型后，利用中心弯曲辊(center bending roll)和排辊，将钢带中央部弯曲成型，制成纵长的椭圆形的管坯，接着，暂时利用精加工辊将管圆周方向的4处过度弯曲(overbending)后，通过缩径轧制(reducing rolling)，进行管侧部的延伸成型(stretchforming)和过度弯曲部的弯曲回复成型(bend and return forming)而制成圆形管坯的成型方法(参照川崎制铁技报，vol.32(2000)，p49～53)。利用该方式的成型，可以将成型时对带板(钢带)附加的变形(strain)抑制为最小限度，可以抑制因加工固化(work hardening)所致的材料特性(material characteristic)变差。另外，辊轧成型也可以是利用粗加工方式(break-down method)的成型。
本发明中，优选将钢带连续地辊轧成型而制成大致圆筒形状的开管时，对热轧钢带的宽度方向的两端面赋予锥形坡口(锥形形状的坡口)。优选在辊轧成型时通过使用精加工辊的成型对钢带的宽度端部赋予坡口。赋予的锥形坡口优选为锥形开始位置与成为管外面的表面(管外面侧的锥形结束位置(ending location of taper))在热轧钢带的板厚方向的距离(图3中的a)、和锥形开始位置与成为管内面的表面(管内面侧的锥形结束位置)在热轧钢带的板厚方向的距离(图3中的b)的和为热轧钢带板厚(钢带厚度)的2～80％的锥形坡口。
锥形开始位置与成为管外面的表面在热轧钢带板厚方向的距离(图3中的a)、和锥形开始位置与成为管内面的表面在热轧钢带板厚方向的距离(图3中的b)的和(图3中的a+b)为钢带厚度的2～80％时，钢带的上下端部的过度加热(over heating)被抑制，且在电阻焊焊接前形成的氧化物伴随着压接在钢带的上下流动且排出。由此，与未设置锥形的情况相比，电阻焊焊接部的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn和Al等的合计量相对于包含基体钢的宽度为2mm的电阻焊焊接部总量以质量ppm计约下降5ppm。
应予说明，赋予的坡口的形状与由以下(1)式定义的易氧化度foxy相关，例如优选设为图3中示出的一个例子的形状。
foxy＝Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca····(1)
(这里，Mn、Si、Cr、Al和Ca：各元素的含量(质量％))
此外，图3所示的平均倾斜角(average tilt angle)α(°)优选设为与钢水的易氧化度foxy相关且设为满足下述(2)式的角度。
10×log(foxy)≤α≤40×log(foxy)····(2)
通过形成具有该范围的平均倾斜角α的锥形部，钢带的端部的过热被抑制，且形成的夹杂物(氧化物)伴随着压接在钢带的上下方向排出。因此，电阻焊焊接部中存在的等效圆直径为8μm以上的夹杂物中的Si、Mn和Al等的合计量为16ppm以下。另外，对于平均倾斜角α偏离(2)式的锥形部而言，氧化物的排出促进的效果较弱。此外，锥形部不限定于直线，也可以是任意的曲线。
本发明中，以电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度成为2泊以下的方式，调整电阻焊焊接时的气氛中的氧浓度和/或电阻焊焊接时从因加热所致的熔融开始至压接为止的时间。
调整电阻焊焊接时的气氛中的氧浓度时，与由以下(1)式定义的钢水的易氧化度foxy相关且将氧浓度调整至1000/foxy体积ppm以下。
foxy＝Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca····(1)
(这里，Mn、Si、Cr、Al、Ca：各元素的含量(质量％))
减少电阻焊焊接的气氛中的氧浓度的方法没有特别的限定。例如，考虑以箱型结构密封(sealing)电阻焊焊接部，供给非氧化性气体(non-oxidizing gas)的方法。另外，为了较低地保持气氛的氧浓度，重要的是以3层等的多层结构(multilayer structure)的喷嘴(nozzle)进行非氧化性气体的供给，使得气体成为层流(laminar airflow)。氧浓度的测定优选使用氧浓度计(oxygen meter)在电阻焊焊接部附近进行。另一方面，若电阻焊焊接时的气氛中的氧浓度以体积％计大于(1000/foxy)ppm而变高，则电阻焊焊接时生成的氧化物的量变多，存在于电阻焊焊接部的等效圆直径为8μm以下的夹杂物中的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计含量大于16ppm而变多，耐HIC性和低温韧性下降。因此，调整电阻焊焊接时的气氛氧浓度时，调整至以体积％计为(1000/foxy)ppm以下。
此外，本发明中，调整电阻焊焊接时从因加热所致的熔融开始至压接为止的时间时，优选钢带宽度方向的端面从熔融开始至压接为止的时间设为0.2秒～4秒。电阻焊焊接时从因加热所致的熔融开始至压接为止的时间小于0.2秒时，钢水温度变低，氧化物的粘度无法成为2泊以下，因此生成的氧化物容易残留于电阻焊焊接部。另一方面，若电阻焊焊接时从因加热所致的熔融开始至压接为止的时间大于4秒，则生成的氧化物变多，进而氧化物中的熔融硅酸盐量(amount of molton秒ilicate)变多，生成的氧化物容易残留于电阻焊焊接部。因此，优选将电阻焊焊接时从因加热所致的熔融开始至压接为止的时间设为0.2～4秒的范围。另外，电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度进一步优选为1泊以下。此外，电阻焊焊接时从因加热所致的熔融开始至压接为止的时间为0.4～3秒。
接着，对以上述方法得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部施行在线(online)的热处理。
电阻焊焊接部的韧性除存在于电阻焊焊接部的夹杂物(氧化物)以外，还受到基底相(母材matrix)的影响。本发明中，优选在线施行如下热处理(加热-冷却处理)：在电阻焊焊接后，在电阻焊焊接部的厚度方向的平均温度为720～1070℃的范围的条件下加热电阻焊焊接部，其后，空气冷却或水冷至500℃以下的温度区域。对于在线的热处理的方法，没有必要特别的限定，优选设为感应加热(induction heating)。由此，电阻焊焊接部的低温韧性提高。加热温度小于720℃时，残留电阻焊焊接时的骤冷组织(quenched structure)(硬质组织)，因此低温韧性的提高较少。另一方面，若大于1070℃而成为高温，则晶粒(grain)粗大化，反过来低温韧性下降。应予说明，热处理时的优选的厚度方向的平均加热温度为770～1020℃。
在上述热处理的基础上，还可以进一步进行加热至小于720℃的温度且空气冷却的回火处理(tempering)(热处理：加热-冷却处理)。通过该回火处理(加热-冷却处理)，电阻焊焊接部的低温韧性进一步提高。
以下，基于实施例进一步对本发明进行说明。
实施例
将表1所示的组成的钢原料(钢坯：厚度250mm)加热至1260℃，均热90min后，施行粗轧(rough rolling)，以精轧结束温度(finish rolling temperature)：850℃、卷取温度(coiling temperature)：580℃施行精轧，得到热轧钢带(板厚19.1mm)。
将这些热轧钢带切分为规定的宽度，在表2所示的条件下连续地施行辊轧成型而制成大致圆筒形状的开管后，将该开管的对接部附近加热至熔点以上，在表2所示的条件下进行以挤压辊压接的电阻焊焊接而形成电阻焊焊接部，制成电阻焊钢管(外径：304.8mmφ)。
另外，辊轧成型中，使用精加工辊，将表2所示的平均倾斜角α°的锥形部形成于外表面侧和内表面侧。另外，锥形部的形成位置是分别从外表面和内表面相对于总厚的比例为20～40％(外表面侧对应于图3的“a”，内表面侧对应于图3的“b”)。另外，一部分电阻焊钢管不形成锥形部。
另外，在一部分中，在电阻焊焊接时进行使用喷嘴数量为3的喷嘴吹入N2气体而将气氛的氧浓度减少至以体积％计30～65ppm的电阻焊焊接时的气氛调整。另外，对于除此以外的电阻焊钢管，设为在大气中的气氛的原样。另外，电阻焊焊接部的氧浓度是将氧浓度计的探头(probe)靠近电阻焊焊接部的最近处而测定。
此外，在电阻焊焊接后，如表2所示的以在线的高频加热装置(radio-frequencyheating apparatus)进行电阻焊焊接部的加热-冷却处理(热处理)(焊缝QT)。另外，将冷却设为水冷。在一部分中，施行以在线的高频加热装置进一步加热至500℃而进行空气冷却的加热冷却处理(热处理：回火处理)。
另外，使用(1)式，由电阻焊焊接时生成的氧化物组成求出电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度(温度：1550℃)，并记于表2。
此外，图4中表示对氧化物组成造成影响的热轧钢板的组成(Mn/Si)与从钢板端部的熔融开始至压接为止的时间的关系。
对于得到的电阻焊钢管，首先测定电阻焊焊接部所含的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量。此外，从得到的电阻焊钢管的母材部采集拉伸试验片，实施拉伸试验，求出母材的拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS)。此外，从得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部采集试验片，评价电阻焊焊接部的耐HIC性、低温韧性和断裂韧性。试验方法如下所述。
(1)电阻焊焊接部所含的等效圆直径为8μm以上的夹杂物中所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量的测定
从得到的电阻焊钢管以电阻焊焊接部为中心采集宽度为2mm的电解提取用板状试验片。将这些板状试验片在10％AA液中进行电解处理，将夹杂物进行电解提取。将得到的电解提取物(夹杂物)用孔径为8μm以下的网的过滤器过滤。接着，将经过滤的电解提取物(等效圆直径为8μm以上的夹杂物)进一步碱熔融，实施ICP分析，分析夹杂物中所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr。将这些元素的合计量作为等效圆直径为8μm以上的夹杂物中的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计含量，以相对于含有基体钢的电阻焊焊接部总量的质量％表示。应予说明，将电阻焊钢管中不含的元素设为零而进行处理。
(2)拉伸试验
从得到的电阻焊钢管的母材部以管轴方向为拉伸方向的方式按照JIS Z 2201的标准采集JIS 12C号试验片(弧状拉伸试验片)，按照JISZ 2241的标准实施拉伸试验，求出拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS)。
(3)夏比冲击试验
从得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部按照JIS Z 2242的标准以电阻焊焊接部为中心在管圆周方向采集夏比冲击试验片(V形缺口试验片：管厚度的小尺寸试验片)。应予说明，缺口是通过蚀刻确认的，且作为电阻焊焊接部中心。使用所得到的夏比冲击试验片(V形缺口试验片)实施冲击试验，求出吸收能量。试验温度设为-60℃，对各3片进行试验，将其算术平均值作为各电阻焊钢管的电阻焊焊接部的吸收能量值。
(4)CTOD试验
从得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部按照WES 1108(1995)的标准采集CTOD试验片，在电阻焊焊接部的中央导入疲劳预龟裂(fatigue precrack)，在试验温度：-20℃实施3点弯曲试验，求出产生脆性龟裂(brittle crack)为止的龟裂顶端开口位移(CTOD)值，评价电阻焊焊接部的断裂韧性(fracture toughness)。
(5)耐HIC性试验
从得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部以试验片长度方向为管轴方向且电阻焊焊接部的L断面为宽度方向的中央的方式提取HIC试验片(大小：10mm厚度×20mm宽度×100mm长度)，实施HIC试验。HIC试验是将试验片在NACE TM0284标准的Solution A液(0.5％CH3COOH+5％NaCl+饱和H2S)中进行200h浸渍的试验。浸渍后，对电阻焊焊接部的L断面进行超声波探伤，通过图像处理求出裂纹部的面积率(CAR)。
将得到的结果示于表3。
[表3]
*等效圆直径这8μm以上的夹杂物含的Si、Ml、Ca、Cr的合计量
本发明例均为：电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度为2泊以下，电阻焊焊接部的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计为16ppm以下，示出拉伸强度TS：434MPa以上的高母材强度，电阻焊焊接部在NACE Solution A溶液环境下的200h浸渍后的CAR为3％以下，且电阻焊焊接部在-60℃的夏比冲击试验的吸收能量vE-60大于120J，CTOD值为0.3mm以上。因此，本发明例成为具有优异的耐HIC特性、低温韧性、断裂韧性值的电阻焊钢管。另一方面，偏离本发明范围的比较例中，拉伸强度TS小于434MPa，或电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度大于2泊而电阻焊焊接部的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计大于16ppm，或电阻焊焊接部在NACE Solution A溶液环境下的浸渍200h后的CAR大于3％，或电阻焊焊接部在-60℃的夏比冲击试验的吸收能量vE-60小于120J，或在-20℃的CTOD值小于0.3mm。因此，比较例无法确保所需的特性。
从因加热所致的熔融开始至压接为止的时间偏离了优选范围的比较例(电阻焊钢管No.6、No.7、No.16、No.17)中，电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度大于2泊，电阻焊部的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计大于16ppm，NACE Solution A溶液环境下的浸渍200h后的CAR大于3％，vE-60小于120J，CTOD值小于0.3mm。如此，比较例(电阻焊钢管No.6、No.7、No.16、No.17)无法确保所需的特性。此外，C量低于本发明范围而偏离该范围的比较例(电阻焊钢管No.26)中，拉伸强度TS小于434MPa，无法确保规定的强度。C、Si、Mn、Al、Ca、Cr含量中的任一者高于本发明范围而偏离该范围的比较例(电阻焊钢管No.27、No.29、No.31、No.33、No.34、No.35)均为在NACE Solution A溶液环境下的浸渍200h后的CAR大于3％，vE-60小于120J，CTOD值小于0.3mm。如此，比较例(电阻焊钢管No.27、No.29、No.31、No.33、No.34、No.35)无法确保所需的特性。此外，Si、Mn、Al含量中的任一者低于本发明范围而偏离该范围的比较例(电阻焊钢管No.28、No.30、No.32)均为在NACESolution A溶液环境下的浸渍200h后的CAR大于3％，vE-60小于120J，CTOD值小于0.3mm。如此，比较例(电阻焊钢管No.28、No.30、No.32)无法确保所需的特性。

Claims (13)

1.一种电阻焊钢管，其特征在于，具有如下组成并具有拉伸强度TS：434MPa以上的强度，所述组成为：以质量％计含有C：0.03～0.59％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.40～2.10％和Al：0.01～0.35％，且以Mn/Si为6.0～9.0的范围的方式调整并含有Si、Mn，所述Mn/Si为质量比，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
相对于含有基体钢的宽度为2mm的电阻焊焊接部总量，该电阻焊钢管的电阻焊焊接部中存在的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量以质量％计为16ppm以下，
该电阻焊焊接部兼具优异的耐HIC特性和优异的低温韧性。
2.如权利要求1所述的电阻焊钢管，其特征在于，除所述组成以外，进一步含有下述A组～D组中的至少一种：
A组：以质量％计，Ca：0.0001～0.0040％；
B组：以质量％计，Cr：0.01～1.09％；
C组：以质量％计，选自Cu：0.01～0.35％、Mo：0.01～0.25％、Ni：0.01～0.20％和B：0.0001～0.0030％中的1种或2种以上；
D组：以质量％计，选自Nb：0.001～0.060％、V：0.001～0.060％和Ti：0.001～0.080％中的1种或2种以上。
3.一种电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将热轧钢带连续地辊轧成型而制成大致圆形断面的开管后，将该开管的对接部附近加热至熔点以上，进行以挤压辊压接的电阻焊焊接而形成电阻焊焊接部，接着，对该电阻焊焊接部施行在线的热处理，其中，
使所述热轧钢带为具有如下组成并具有拉伸强度TS：434MPa以上的强度的热轧钢带，所述组成为：以质量％计含有C：0.03～0.59％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.40～2.10％和Al：0.01～0.35％，且以Mn/Si为6.0～9.0的范围的方式调整并含有Si、Mn，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
以该电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度成为2泊以下的方式，调整电阻焊焊接时的气氛中的氧浓度和/或从因所述加热所致的熔融开始至所述压接为止的时间而进行所述电阻焊焊接，
所述电阻焊焊接部兼具优异的耐HIC特性和优异的低温韧性。
4.如权利要求3所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，除所述组成以外，所述热轧钢带进一步含有下述A组～D组中的至少一种：
A组：以质量％计，Ca：0.0001～0.0040％；
B组：以质量％计，Cr：0.01～1.09％；
C组：以质量％计，选自Cu：0.01～0.35％、Mo：0.01～0.25％、Ni：0.01～0.20％和B：0.0001～0.0030％中的1种或2种以上；
D组：以质量％计，选自Nb：0.001～0.060％、V：0.001～0.060％和Ti：0.001～0.080％中的1种或2种以上。
5.如权利要求3所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述辊轧成型的精加工成型中，对所述热轧钢带的宽度方向的两端面赋予锥形开始位置与成为管外面的表面或成为管内面的表面在热轧钢带板厚方向的距离的和成为热轧钢带板厚的2～80％的锥形坡口。
6.如权利要求4所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，在所述辊轧成型的精加工成型中，对所述热轧钢带的宽度方向的两端面赋予锥形开始位置与成为管外面的表面或成为管内面的表面在热轧钢带板厚方向的距离的和成为热轧钢带板厚的2～80％的锥形坡口。
7.如权利要求3～6中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将从因所述加热所致的熔融开始至所述压接为止的时间设为0.2～4秒。
8.如权利要求3～6中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，所述电阻焊焊接是使所述电阻焊焊接时的气氛中的氧浓度与由下述(1)式定义的钢水的易氧化度foxy相关且调整为以体积％计1000/foxyppm以下的焊接，
foxy＝Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca····(1)，
这里，Mn、Si、Cr、Al、Ca：各元素的含量，所述含量的单位为质量％。
9.如权利要求7所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，所述电阻焊焊接是使所述电阻焊焊接时的气氛中的氧浓度与由下述(1)式定义的钢水的易氧化度foxy相关且调整为以体积％计1000/foxy ppm以下的焊接，
foxy＝Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca····(1)，
这里，Mn、Si、Cr、Al、Ca：各元素的含量，所述含量的单位为质量％。
10.如权利要求3～6中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将对所述电阻焊焊接部施行的所述热处理设为如下处理：以该电阻焊焊接部的厚度方向平均温度计，加热至加热温度：720～1070℃，接着，进行空气冷却或水冷；或者，进一步以该电阻焊焊接部的厚度方向平均温度计，加热至加热温度：小于720℃，进行空气冷却。
11.如权利要求7所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将对所述电阻焊焊接部施行的所述热处理设为如下处理：以该电阻焊焊接部的厚度方向平均温度计，加热至加热温度：720～1070℃，接着，进行空气冷却或水冷；或者，进一步以该电阻焊焊接部的厚度方向平均温度计，加热至加热温度：小于720℃，进行空气冷却。
12.如权利要求8所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将对所述电阻焊焊接部施行的所述热处理设为如下处理：以该电阻焊焊接部的厚度方向平均温度计，加热至加热温度：720～1070℃，接着，进行空气冷却或水冷；或者，进一步以该电阻焊焊接部的厚度方向平均温度计，加热至加热温度：小于720℃，进行空气冷却。
13.如权利要求9所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将对所述电阻焊焊接部施行的所述热处理设为如下处理：以该电阻焊焊接部的厚度方向平均温度计，加热至加热温度：720～1070℃，接着，进行空气冷却或水冷；或者，进一步以该电阻焊焊接部的厚度方向平均温度计，加热至加热温度：小于720℃，进行空气冷却。
CN201380048260.XA 2012-09-24 2013-09-20 电阻焊焊接部的耐hic性和低温韧性优异的电阻焊钢管及其制造方法 Active CN104641014B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012-209158 2012-09-24
JP2012209158A JP5516680B2 (ja) 2012-09-24 2012-09-24 電縫溶接部の耐ｈｉｃ性および低温靭性に優れた電縫鋼管およびその製造方法
PCT/JP2013/005559 WO2014045590A1 (ja) 2012-09-24 2013-09-20 電縫溶接部の耐ｈｉｃ性および低温靭性に優れた電縫鋼管およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104641014A CN104641014A (zh) 2015-05-20
CN104641014B true CN104641014B (zh) 2017-03-08

Family

ID=50340926

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201380048260.XA Active CN104641014B (zh) 2012-09-24 2013-09-20 电阻焊焊接部的耐hic性和低温韧性优异的电阻焊钢管及其制造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US9873164B2 (zh)
EP (1) EP2878696B1 (zh)
JP (1) JP5516680B2 (zh)
KR (1) KR101720648B1 (zh)
CN (1) CN104641014B (zh)
IN (1) IN2015DN01228A (zh)
RU (1) RU2630725C2 (zh)
WO (1) WO2014045590A1 (zh)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6394261B2 (ja) * 2014-10-14 2018-09-26 新日鐵住金株式会社 油井用電縫鋼管及びその製造方法
KR101946426B1 (ko) 2014-11-27 2019-02-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 전봉 강관 및 그의 제조 방법
US11053564B2 (en) 2014-12-25 2021-07-06 Jfe Steel Corporation High strength thick-walled electric-resistance-welded steel pipe for deep-well conductor casing, method for manufacturing the same, and high-strength thick-walled conductor casing for deep wells
WO2016103624A1 (ja) * 2014-12-25 2016-06-30 Ｊｆｅスチール株式会社 深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管およびその製造方法並びに深井戸向け高強度厚肉コンダクターケーシング
EP3269489B1 (en) * 2015-03-12 2022-04-27 JFE Steel Corporation Electric resistance welded stainless clad steel pipe and method of manufacturing same
CA3036464C (en) * 2016-09-12 2020-12-22 Jfe Steel Corporation Clad welded pipe or tube and method of producing same
CN106987782B (zh) * 2017-03-17 2018-08-07 中国石油天然气集团公司 一种耐少量co2及h2s腐蚀的连续管及其制造方法
JP6808198B2 (ja) * 2018-02-14 2021-01-06 三菱重工業株式会社 損傷状態判定装置、損傷状態判定方法、プログラム
RU2681588C1 (ru) * 2018-05-11 2019-03-11 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") Сталь повышенной коррозионной стойкости и электросварные трубы, выполненные из нее
CN110724874A (zh) * 2018-07-17 2020-01-24 宝钢特钢有限公司 具有抗腐蚀磨损性能的高锰奥氏体钢及热轧板制备方法
WO2021009543A1 (en) * 2019-07-16 2021-01-21 Arcelormittal Method for producing a steel part and steel part
CN110819878B (zh) * 2019-10-23 2021-10-29 舞阳钢铁有限责任公司 一种爆炸复合用具备优良低温韧性钢板及其生产方法
CN111101069A (zh) * 2020-02-17 2020-05-05 本钢板材股份有限公司 汽车、发动机传动零件用钢材及其制备方法
JP7469617B2 (ja) 2020-03-17 2024-04-17 日本製鉄株式会社 油井用電縫鋼管およびその製造方法

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0724940B2 (ja) 1984-04-09 1995-03-22 新日本製鐵株式会社 耐サワー性の優れた電縫鋼管
JPS62274049A (ja) * 1986-05-22 1987-11-28 Nippon Steel Corp 連鋳製耐サワ−性及び低温靭性の優れた電縫鋼管用鋼
JPH02258181A (ja) * 1989-03-31 1990-10-18 Nippon Steel Corp 溶接欠陥の少ない電縫管の製造方法
JPH0825035B2 (ja) 1990-11-08 1996-03-13 日本鋼管株式会社 電縫管のガスシール溶接方法
JP2573118B2 (ja) * 1990-11-21 1997-01-22 新日本製鐵株式会社 被削性の優れた機械構造用電気抵抗溶接鋼管
US6254698B1 (en) * 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
JP4377869B2 (ja) 1998-12-14 2009-12-02 新日本製鐵株式会社 電縫溶接性に優れたボイラ用鋼およびそれを用いた電縫ボイラ鋼管
JP2000204442A (ja) * 1999-01-14 2000-07-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 電縫溶接部靱性に優れた高強度電縫鋼管
US20050034795A1 (en) * 2001-08-17 2005-02-17 Takashi Motoyoshi Highly impact-resistant steel pipe and method for producing the same
JP2004162125A (ja) * 2002-11-13 2004-06-10 Toyota Motor Corp 中空ドライブシャフト
JP4305216B2 (ja) 2004-02-24 2009-07-29 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部の靭性に優れる耐サワー高強度電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法
JP2006175514A (ja) * 2004-11-24 2006-07-06 Jfe Steel Kk 溶接部欠陥の少ない電縫鋼管およびその製造方法
JP2006144109A (ja) * 2004-11-24 2006-06-08 Jfe Steel Kk 溶接部の耐割れ性に優れる電縫鋼管およびその製造方法
JP4687268B2 (ja) * 2005-06-21 2011-05-25 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部靭性に優れた高強度厚肉ラインパイプ向け電縫鋼管の製造方法
JP5000447B2 (ja) 2007-02-13 2012-08-15 新日本製鐵株式会社 高強度電縫ラインパイプ
US9050681B2 (en) 2007-03-02 2015-06-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method of production of electric resistance welded steel pipe and high Si or high Cr electric resistance welded steel pipe
WO2009123330A1 (ja) * 2008-03-31 2009-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高密度エネルギービームで接合した溶接鋼管およびその製造方法
JP5739619B2 (ja) * 2010-03-30 2015-06-24 日新製鋼株式会社 電縫鋼管のシールボックス溶接装置
JP5660285B2 (ja) * 2010-05-31 2015-01-28 Ｊｆｅスチール株式会社 拡管性と低温靭性に優れた油井用溶接鋼管の製造方法および溶接鋼管
CN102154593B (zh) 2011-05-26 2013-01-16 天津钢管集团股份有限公司 X80钢级抗腐蚀低温无缝管线管
JP5849438B2 (ja) * 2011-05-30 2016-01-27 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫溶接部の成形性、低温靭性および耐疲労特性に優れた電縫鋼管の製造方法
JP5919650B2 (ja) * 2011-05-30 2016-05-18 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫溶接部の耐ｈｉｃ性と低温靭性に優れた電縫鋼管およびその製造方法
CA2869879C (en) * 2012-04-13 2017-08-29 Jfe Steel Corporation High-strength thick-walled electric resistance welded steel pipe having excellent low-temperature toughness and method for manufacturing the same
JP5516659B2 (ja) 2012-06-28 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 中温域の長期耐軟化性に優れた高強度電縫鋼管及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
IN2015DN01228A (zh) 2015-06-26
RU2015115469A (ru) 2016-11-20
CN104641014A (zh) 2015-05-20
KR20150055027A (ko) 2015-05-20
WO2014045590A1 (ja) 2014-03-27
KR101720648B1 (ko) 2017-03-28
EP2878696B1 (en) 2017-01-04
EP2878696A1 (en) 2015-06-03
EP2878696A4 (en) 2015-11-11
JP2014062309A (ja) 2014-04-10
US20150251268A1 (en) 2015-09-10
RU2630725C2 (ru) 2017-09-12
US9873164B2 (en) 2018-01-23
JP5516680B2 (ja) 2014-06-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104641014B (zh) 电阻焊焊接部的耐hic性和低温韧性优异的电阻焊钢管及其制造方法
CN104220622B (zh) 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
CN103635600B (zh) 耐酸性优良的管线管用厚壁高强度无缝钢管及其制造方法
KR101802255B1 (ko) 라인 파이프용 후육 전봉 강관 및 그의 제조 방법
EP1627931B1 (en) Seamless steel tube which is intended to be used as a guide pipe and production method thereof
CN104024453B (zh) 变形性能和低温韧性优异的高强度钢管、高强度钢板、以及前述钢板的制造方法
KR101410588B1 (ko) 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관 및 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관의 제조 방법, 후육 용접 강관 제조용 강판
EP2484784A1 (en) Heavy wall steel pipes with excellent toughness at low temperature and sulfide stress corrosion cracking resistance
CN105940133B (zh) 耐磨损钢板及其制造方法
CN105143489B (zh) 管线管用钢板和管线管
CN102741443B (zh) 高强度焊接钢管及其制造方法
KR20160088375A (ko) 강판 및 그 제조 방법
CN104364406A (zh) 厚壁高强度耐酸性管线管及其制造方法
CN110462087A (zh) 复合钢板及其制造方法
CN102549186A (zh) 高强度钢管、高强度钢管用钢板及它们的制造方法
TW202219292A (zh) 電焊鋼管及其製造方法
EP3492612A1 (en) High strength seamless steel pipe and riser
JP4193308B2 (ja) 耐硫化物応力割れ性に優れた低炭素フェライト−マルテンサイト二相ステンレス溶接鋼管
JP6973681B2 (ja) 電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法、電縫鋼管およびその製造方法、ラインパイプ、建築構造物
JP5919650B2 (ja) 電縫溶接部の耐ｈｉｃ性と低温靭性に優れた電縫鋼管およびその製造方法
CN110592469A (zh) 一种550MPa级无预热焊接厚规格海洋工程用钢板及其制备方法
JP7424550B1 (ja) 水素輸送鋼管用高強度鋼板及びその製造方法並びに水素輸送用鋼管
CN104411853B (zh) 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
CN115735016A (zh) 双相不锈钢钢管和焊接接头

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant