CN109072379B

CN109072379B - 干线管用电阻焊钢管

Info

Publication number: CN109072379B
Application number: CN201780023247.7A
Authority: CN
Inventors: 长井健介; 尾崎雅和; 长谷川昇
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2016-07-06
Filing date: 2017-03-13
Publication date: 2020-11-06
Anticipated expiration: 2037-03-13
Also published as: KR102129296B1; EP3428299A4; WO2018008194A1; EP3428299B1; EP3428299A1; KR20180123519A; CN109072379A

Abstract

本发明涉及一种干线管用电阻焊钢管，其中，母材部的化学组成以质量％计，含有C：0.030％以上且低于0.080％、Mn：0.30～1.00％、Ti：0.005～0.050％、Nb：0.010～0.100％、N：0.001～0.020％、Si：0.010～0.450％以及Al：0.001～0.100％，剩余部分包含Fe和杂质；用式(1)表示的CNeq为0.190～0.320；Mn/Si比为2.0以上；用式(2)表示的LR为0.210以上；在使用SEM对母材部的金属组织以1000倍的放大倍数进行观察的情况下，铁素体面积率为40～80％，剩余部分包含回火贝氏体；CNeq＝C+Mn/6+Cr/5+(Ni+Cu)/15+Nb+Mo+V式(1) LR＝(2.1×C+Nb)/Mn 式(2)。

Description

干线管用电阻焊钢管

技术领域

本发明涉及一种干线管(line pipe)用电阻焊钢管(electroseamed steel pipe：电缝钢管)。

背景技术

近年来，主要作为原油或者天然气的输送手段之一的干线管的重要性更加提高。

人们正在进行有关作为干线管使用的电阻焊钢管(即干线管用电阻焊钢管)的各种研究。

例如，在专利文献1中，提出了一种钢组织中的贝氏体铁素体为 95vol％以上的耐酸性(sour resistance)高强度电阻焊钢管用热轧钢板。

专利文献2公开了一种如下的技术：在造管成形前，例如通过弯曲 -回弯处理而对作为原材料的带钢赋予反复变形，从而诱发包辛格效应 (Bauschinger effect)，由此使得到的电阻焊钢管的管轴方向的屈服比降低。

另外，专利文献3提出了一种电阻焊钢管的制造方法，其作为抑制因涂装加热引起的屈服比的上升、使变形特性得以提高的耐应变时效性优良的电阻焊钢管的制造方法，使用了Nb量在0.003％以上且低于 0.02％的钢坯。在该专利文献3的第0019段中，记载着“Nb量较多的以前的电阻焊钢管在造管时导入的加工应变的作用下，Nb碳化物的析出得以进行，从而使屈服强度以及抗拉强度上升。已经弄清楚了在这样的析出强化中，特别是屈服强度大大上升，其结果是，屈服比反而上升”。

专利文献1：日本专利第4305216号公报

专利文献2：日本专利第4466320号公报

专利文献3：国际公开第2012/133558号

发明内容

发明所要解决的课题

近年来，用于输送含有酸气(sour gas)的原油或者含有酸气的天然气的干线管的需求高涨。

在这样的背景下，有时要求更加提高干线管用钢管的耐酸性(即对于酸气的耐受性)。

另一方面，从抑制铺设干线管时的干线管的压曲等角度考虑，要求降低干线管用钢管的屈服比。

但是，在专利文献1所记载的技术中，有时不能使屈服比降低。可以认为其原因在于钢组织以贝氏体铁素体为主体。

另外，在专利文献2的技术中，需要赋予带钢以变形的工序，因而工序数增加，其结果是，钢管的制造成本有时增加。

另外，对于专利文献3的技术，有时要求采用除降低Nb量的方法以外的方法来降低电阻焊钢管的屈服比。

本发明的课题在于提供一种耐酸性优良、具有某种程度的抗拉强度以及屈服强度、屈服比得以降低、且母材部以及电阻焊部的韧性优良的干线管用电阻焊钢管。

用于解决课题的手段

解决上述课题的手段包含以下的方式。

＜1＞一种干线管用电阻焊钢管，其包括母材部以及电阻焊部；其中，

所述母材部的化学组成以质量％计，包含

C：0.030％以上且低于0.080％、

Mn：0.30～1.00％、

Ti：0.005～0.050％、

Nb：0.010～0.100％、

N：0.001～0.020％、

Si：0.010～0.450％、

Al：0.0010～0.1000％、

P：0～0.030％、

S：0～0.0010％、

Mo：0～0.50％、

Cu：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

Cr：0～1.00％、

V：0～0.100％、

Ca：0～0.0100％、

Mg：0～0.0100％、

REM：0～0.0100％、以及

剩余部分：Fe和杂质；

用下述式(1)表示的CNeq为0.190～0.320；

Mn的质量％相对于Si的质量％之比为2.0以上；

用下述式(2)表示的LR为0.210以上；

在使用扫描型电子显微镜对所述母材部的金属组织以1000倍的放大倍数进行观察的情况下，由铁素体构成的第一相的面积率为40～ 80％，作为剩余部分的第二相包含回火贝氏体；

管轴方向的屈服强度为390～562MPa，

管轴方向的抗拉强度为520～690MPa，

管轴方向的屈服比为93％以下；

所述母材部的管周方向的夏比吸收能在0℃下为100J以上，

所述电阻焊部的管周方向的夏比吸收能在0℃下为80J以上；

CNeq＝C+Mn/6+Cr/5+(Ni+Cu)/15+Nb+Mo+V式(1)

LR＝(2.1×C+Nb)/Mn式(2)

〔在式(1)以及式(2)中，C、Mn、Cr、Ni、Cu、Nb、Mo以及 V分别表示各元素的质量％。〕

＜2＞根据上述＜1＞所述的干线管用电阻焊钢管，其中，所述母材部的化学组成以质量％计，含有

Mo：超过0％且在0.50％以下、

Cu：超过0％且在1.00％以下、

Ni：超过0％且在1.00％以下、

Cr：超过0％且在1.00％以下、

V：超过0％且在0.100％以下、

Ca：超过0％且在0.0100％以下、

Mg：超过0％且在0.0100％以下、以及

REM：超过0％且在0.0100％以下之中的1种或2种以上。

＜3＞根据上述＜1＞或＜2＞所述的干线管用电阻焊钢管，其中，在使用透射型电子显微镜对所述母材部的金属组织以100000倍的放大倍数进行观察的情况下，当量圆直径在100nm以下的析出物的面积率为0.100～1.000％。

＜4＞根据上述＜1＞～＜3＞中任一项所述的干线管用电阻焊钢管，其中，所述母材部的化学组成中的Nb含量以质量％计为0.020％以上。

＜5＞根据上述＜1＞～＜4＞中任一项所述的干线管用电阻焊钢管，其中，壁厚为10～25mm，外径为114.3～609.6mm。

＜6＞根据上述＜1＞～＜5＞中任一项所述的干线管用电阻焊钢管，其中，在对由所述母材部采集的试验片进行氢致开裂试验的情况下，裂纹的合计长度相对于试验片长度的百分率即CLR为8％以下。

发明的效果

根据本发明，可以提供一种耐酸性优良、具有某种程度的抗拉强度以及屈服强度、屈服比得以降低、且母材部以及电阻焊部的韧性优良的干线管用电阻焊钢管。

附图说明

图1是表示本发明的母材部的金属组织的一个例子的扫描型电子显微镜照片。

具体实施方式

在本说明书中，使用“～”表示的数值范围意味着将“～”的左右所记载的数值作为下限值和上限值而包含的范围。

在本说明书中，表示成分(元素)的含量的“％”意味着“质量％”。

在本说明书中，有时将C(碳)的含量记载为“C量”。对于其它元素的含量，有时也同样地记载。

在本说明书中，“工序”这一术语不仅是独立的工序，而且即使在不能与其它工序明显地进行区別的情况下，只要能够实现该工序的所期望的目的，也包含在本术语中。

本发明的干线管用电阻焊钢管(以下也简称为“电阻焊钢管”)包括母材部以及电阻焊部；母材部的化学组成以质量％计，包含C：0.030％以上且低于0.080％、Mn：0.30～1.00％、Ti：0.005～0.050％、Nb：0.010～ 0.100％、N：0.001～0.020％、Si：0.010～0.450％、Al：0.0010～0.1000％、 P：0～0.030％、S：0～0.0010％、Mo：0～0.50％、Cu：0～1.00％、Ni： 0～1.00％、Cr：0～1.00％、V：0～0.100％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、REM：0～0.0100％、以及剩余部分：Fe和杂质；用下述式(1) 表示的CNeq为0.190～0.320；Mn的质量％相对于Si的质量％之比(以下也称为“Mn/Si比”)为2.0以上；用下述式(2)表示的LR为0.210 以上；在使用扫描型电子显微镜对母材部的金属组织以1000倍的放大倍数进行观察的情况下，由铁素体构成的第一相的面积率(以下也称为 “铁素体分数”)为40～80％，作为剩余部分的第二相包含回火贝氏体；管轴方向的屈服强度(以下也称为“YS”)为390～562MPa，管轴方向的抗拉强度(以下也称为“TS”)为520～690MPa，管轴方向的屈服比(以下也称为“YR”)为93％以下；母材部的管周方向的夏比吸收能在0℃下为100J以上，电阻焊部的管周方向的夏比吸收能在0℃下为80J以上。

CNeq＝C+Mn/6+Cr/5+(Ni+Cu)/15+Nb+Mo+V 式(1)

LR＝(2.1×C+Nb)/Mn 式(2)

本发明的电阻焊钢管包括母材部以及电阻焊部。

电阻焊钢管一般地说，采用如下的方法进行制造：通过将热轧钢板成形为管状(以下也称为“辊轧成形”)而制成开管(open pipe)，然后对得到的开管的对接部进行电阻焊而形成电阻焊部(electric resistance welded portion)，接着根据需要，对电阻焊部进行焊缝热处理。

在本发明的电阻焊钢管中，所谓母材部(base metal portion)，是指除电阻焊部以及热影响区以外的部分。

在此，所谓热影响区(heat affected zone：以下也称为“HAZ”)，是指受到由电阻焊产生的热的影响(在电阻焊后进行焊缝热处理的情况下，受到由电阻焊以及焊缝热处理产生的热的影响)的部分。

在本说明书中，有时将电阻焊部简称为“焊接区”。

对于本发明的电阻焊钢管，其耐酸性优良，具有某种程度的YS以及TS(即上述范围的YS以及TS)，YR降低至93％以下，且母材部以及电阻焊部的韧性优良。

在本发明中，所谓韧性优良，意味着在0℃下的管周方向的夏比吸收能(J)(以下也称为“vE”)较大。

具体地说，在本发明的电阻焊钢管中，母材部的vE为100J以上，电阻焊部的vE为80J以上。

在本说明书中，所谓“耐酸性优良”，意味着对于氢致开裂(HIC； Hydrogen-Induced Cracking)的耐受性(以下也称为“耐HIC性”)优良。

耐HIC性采用对由母材部采集的试验片进行氢致开裂试验(以下也称为“HIC试验”)时的CLR(即Crack to Length Ratio：裂纹长度比) 来进行评价。

CLR意味着裂纹的合计长度相对于试验片长度的百分率即用以下的式子求出的值。

CLR(％)＝(裂纹的合计长度/试验片长度)×100(％)

HIC试验按照NACE-TM0284来实施。

详细地说，对于在Solution A液(5质量％NaCl+0.5质量％冰醋酸水溶液)中使100％的H₂S气体饱和所得到的试验液，在该试验液中将由母材部采集的试验片浸渍96小时。

浸渍后，采用超声波探伤试验，求出上述的CLR(％)。

CLR的值越低，意味着耐HIC性(即耐酸性)越优良。

CLR优选为8％以下。

由于本发明的电阻焊钢管的YR较低，因而可以期待能够抑制电阻焊钢管的压曲的效果。

作为要求钢管的压曲抑制时的一个例子，可以列举出通过卷管铺设 (reelinglaying)而铺设海底干线管用钢管的情况。在卷管铺设中，预先在陆地上制造出钢管，然后将制造的钢管卷取在驳船的卷轴(spool) 上。使卷取的钢管一边在海上开卷一边铺设于海底。在该卷管铺设中，钢管在卷取时或者在开卷时，由于赋予钢管以塑性弯曲，因而钢管有时发生压曲。如果发生钢管的压曲，则不得不停止铺设作业，从而其损害巨大。

钢管的压曲可以通过降低钢管的YR来进行抑制。

因此，根据本发明的电阻焊钢管，例如在用作海底干线管用电阻焊钢管的情况下，可以期待能够抑制卷管铺设时的压曲这一效果。

另外，本发明的电阻焊钢管由于母材部以及电阻焊部的韧性优良，因而可以期待爆裂时的裂纹传播的停止特性优良这一效果。

上述的耐酸性(即CLR)、YS、TS、YR、母材部的vE、以及电阻焊部的vE通过电阻焊钢管的上述化学组成(包括CNeq、Mn/Si比以及 LR)和上述金属组织的组合而得以实现。

〔母材部的化学组成〕

下面，对于母材部的化学组成，首先就化学组成的各成分进行说明，接着就CNeq、Mn/Si比、以及LR进行说明。

C：0.030％以上且低于0.080％

C是为提高钢的加工硬化能力、实现电阻焊钢管的低YR化所必需的元素。从这样的效果的角度考虑，C量为0.030％以上。C量优选为 0.033％以上，更优选为0.035％以上。

另一方面，如果C量低于0.080％，则母材部的耐酸性得以提高。因此，C量低于0.080％。C量优选为0.077％以下，更优选为0.070％以下。

Mn：0.30～1.00％

Mn是提高钢的淬透性的元素。另外，Mn也是为S的无害化所必需的元素。

如果Mn量低于0.30％，则有时产生因S引起的脆化，从而使母材部以及电阻焊部的韧性劣化。因此，Mn量为0.30％以上。Mn量优选为 0.40％以上，更优选为0.50％以上。

另一方面，如果Mn量超过1.00％，则在壁厚中央部生成粗大的 MnS，另外，有时因壁厚中央部的硬度上升而损害耐酸性。另外，如果 Mn量超过1.00％，则有时不能实现LR为0.210以上，其结果是，有时不能实现YR为90％以下。因此，Mn量为1.00％以下。Mn量优选为0.90％以下，更优选为0.85％以下。

Ti：0.005～0.050％

Ti是形成碳氮化物、有助于结晶粒径的微细化的元素。

从确保母材部以及电阻焊部的韧性的角度考虑，Ti量为0.005％以上。

另一方面，如果Ti量超过0.050％，则有时生成粗大的TiN，从而使母材部以及电阻焊部的韧性劣化。因此，Ti量为0.050％以下。Ti量优选为0.040％以下，进一步优选为0.030％以下，特别优选为0.025％。

Nb：0.010～0.100％

Nb是有助于母材部的韧性提高的元素。

为了通过未再结晶轧制而提高韧性，Nb量为0.010％以上。Nb量优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。

另一方面，如果Nb量超过0.100％，则因粗大碳化物而使韧性劣化。因此，Nb量为0.100％以下。Nb量优选为0.095％以下，更优选为0.090％以下。

N：0.001～0.020％

N是通过形成氮化物而抑制晶粒的粗大化，结果使母材部以及电阻焊部的韧性得以提高的元素。从这样的效果的角度考虑，N量为0.001％以上。N量优选为0.003％以上。

另一方面，如果N量超过0.020％，则氮化物的生成量增加，从而使母材部以及电阻焊部的韧性劣化。因此，N量为0.020％以下。N量优选为0.008％以下。

Si：0.010～0.450％

Si是作为钢的脱氧剂发挥作用的元素。更详细地说，如果Si量在 0.010％以上，则可以抑制在母材以及焊接区生成粗大的氧化物，其结果是，母材以及焊接区的韧性得以提高。因此，Si量为0.010％以上。Si 量优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。

另一方面，如果Si量超过0.450％，则有时在电阻焊部生成夹杂物，夏比吸收能降低而使韧性劣化。因此，Si量为0.450％以下。Si量优选为0.400％以下，更优选为0.350％以下，特别优选为0.300％以下。

Al：0.001～0.100％

Al与Si同样，是作为脱氧剂发挥作用的元素。更详细地说，如果 Al量在0.001％以上，则可以抑制在母材以及焊接区生成粗大的氧化物，其结果是，母材以及焊接区的韧性得以提高。因此，Al量为0.001％以上。Al量优选为0.010％以上，更优选为0.015％以上。

另一方面，如果Al量超过0.100％，则伴随着电阻焊时的Al系氧化物的生成，有时使焊接区韧性劣化。因此，Al量为0.100％以下。Al 量优选为0.090％以下。

P：0～0.030％

P为杂质元素。如果P量超过0.030％，则有时通过在晶界产生偏析而损害韧性。因此，P量为0.030％以下。P量优选为0.025％以下，更优选为0.020％以下，进一步优选为0.010％以下。

P量也可以为0％。从降低脱磷成本的角度考虑，P量也可以超过 0％，也可以为0.001％以上。

S：0～0.0010％

S为杂质元素。如果S量超过0.0010％，则有时损害耐酸性。因此， S量为0.0010％以下。S量优选为0.0008％以下。

S量也可以为0％。从降低脱硫成本的角度考虑，S量也可以超过 0％，也可以为0.0001％以上，也可以为0.0003％以上。

Mo：0～0.50％

Mo是任选的元素。因此，Mo量也可以为0％。

Mo是提高钢材的淬透性、且有助于钢材的高强度的元素。从这样的效果的角度考虑，Mo量也可以超过0％，也可以为0.01％以上，也可以为0.03％以上。

另一方面，如果Mo量超过0.50％，则由于Mo碳氮化物的生成而有可能使韧性降低。因此，Mo量为0.50％以下。Mo量优选为0.40％以下，更优选为0.30％以下，进一步优选为0.20％以下，特别优选为0.10％以下。

Cu：0～1.00％

Cu是任选的元素。因此，Cu量也可以为0％。

Cu是对母材强度的提高有效的元素。从这样的效果的角度考虑， Cu量也可以超过0％，也可以为0.01％以上，也可以为0.03％以上。

另一方面，如果Cu量超过1.00％，则生成微细的Cu粒子，从而有可能使韧性明显劣化。因此，Cu量为1.00％以下。Cu量优选为0.80％以下，更优选为0.70％以下，进一步优选为0.60％以下，特别优选为0.50％以下。

Ni：0～1.00％

Ni是任选的元素。因此，Ni量也可以为0％。

Ni是有助于强度和韧性的提高的元素。从这样的效果的角度考虑， Ni量也可以超过0％，也可以为0.01％以上，也可以为0.05％以上。

另一方面，如果Ni量超过1.00％，则强度有可能过于提高。因此， Ni量为1.00％以下。Ni量优选为0.80％以下，更优选为0.70％以下，进一步优选为0.60％以下。

Cr：0～1.00％

Cr是任选的元素。因此，Cr量也可以为0％。

Cr是提高淬透性的元素。从这样的效果的角度考虑，Cr量也可以超过0％，也可以为0.01％以上，也可以为0.05％以上。

另一方面，如果Cr量超过1.00％，则因在电阻焊部生成的Cr系夹杂物而有可能使焊接区的韧性劣化。因此，Cr量为1.00％以下。Cr量优选为0.80％以下，更优选为0.70％以下，进一步优选为0.50％以下，特别优选为0.30％以下。

V：0～0.100％

V是任选的元素。因此，V量也可以为0％。

V是有助于韧性的提高的元素。从这样的效果的角度考虑，V量也可以超过0％，也可以为0.005％以上，也可以为0.010％以上。

另一方面，如果V量超过0.100％，则因V碳氮化物而有可能使韧性劣化。因此，V量为0.100％以下。V量优选为0.080％以下，更优选为0.070％以下，进一步优选为0.050％以下，特别优选为0.030％以下。

Ca：0～0.0100％

Ca是任选的元素。因此，Ca量也可以为0％。

Ca是控制硫化物系夹杂物的形态而使低温韧性得以提高的元素。从这样的效果的角度考虑，Ca量也可以超过0％，也可以为0.0001％以上，也可以为0.0010％以上，也可以为0.0030％以上，也可以为0.0050％以上。

另一方面，如果Ca量超过0.0100％，则生成由CaO-CaS构成的大型簇状物或者大型夹杂物，从而有可能对韧性产生不良影响。因此，Ca 量为0.0100％以下。Ca量优选为0.0090％以下，更优选为0.0080％以下，特别优选为0.0060％以下。

Mg：0～0.0100％

Mg是任选的元素。因此，Mg量也可以为0％。

Mg是作为脱氧剂和脱硫剂有效的元素，特别地，还是产生微细的氧化物而有助于HAZ(Heat affected zone：热影响区)的韧性的提高的元素。从这样的效果的角度考虑，Mg量也可以超过0％，也可以为 0.0001％以上，也可以为0.0010％以上，也可以为0.0020％以上。

另一方面，如果Mg量超过0.0100％，则氧化物容易凝聚或者粗大化，其结果是，有可能带来耐HIC性(Hydrogen-Induced Cracking Resistance)的降低、或者母材或HAZ的韧性的降低。因此，Mg量为 0.0100％以下。Mg量优选为0.0080％以下。

REM：0～0.0100％

REM是任选的元素。因此，REM量也可以为0％。

在此，“REM”是指稀土类元素，即选自Sc、Y、La、Ce、Pr、 Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb以及Lu之中的至少1种元素。

REM是作为脱氧剂和脱硫剂有效的元素。从这样的效果的角度考虑，REM量也可以超过0％，也可以为0.0001％以上，也可以为0.0010％以上。

另一方面，如果REM量超过0.0100％，则产生粗大的氧化物，其结果是，有可能带来耐HIC性的降低、或者母材或HAZ的韧性的降低。因此，REM量为0.0100％以下。REM量优选为0.0070％以下，更优选为0.0050％以下。

母材部的化学组成从得到由上述任选的元素产生的效果的角度考虑，也可以含有Mo：超过0％且在0.50％以下、Cu：超过0％且在1.00％以下、Ni：超过0％且在1.00％以下、Cr：超过0％且在1.00％以下、V：超过0％且在0.100％以下、Ca：超过0％且在0.0100％以下、Mg：超过 0％且在0.0100％以下、以及REM：超过0％且在0.0100％以下之中的1 种或2种以上。

关于各任选的元素更优选的量，分别如前所述。

剩余部分：Fe和杂质

在母材部的化学组成中，除上述各元素以外的剩余部分为Fe和杂质。

在此，所谓杂质，是指原材料中含有的成分、或者制造工序中混入的成分，是指并不有意使钢中含有的成分。

作为杂质，可以列举出上述元素以外的所有元素。作为杂质的元素既可以仅为1种，也可以为2种以上。

作为杂质，例如可以列举出O、B、Sb、Sn、W、Co、As、Pb、Bi、 H。

在上述的元素中，O的含量优选控制为0.006％以下。

另外，关于其它元素，通常地说，Sb、Sn、W、Co以及As可以混入的含量为0.1％以下，Pb和Bi可以混入的含量为0.005％以下，B可以混入的含量为0.0003％以下，H可以混入的含量为0.0004％以下，但关于其它元素的含量，只要处在通常的范围，就没有必要进行特别的控制。

CNeq：0.190～0.320

在母材部的化学组成中，用下述式(1)表示的CNeq为0.190～ 0.320。

CNeq＝C+Mn/6+Cr/5+(Ni+Cu)/15+Nb+Mo+V 式(1)

〔在式(1)中，C、Mn、Cr、Ni、Cu、Nb、Mo以及V分别表示各元素的质量％。〕

CNeq对于屈服强度，具有正的相关关系。

从容易实现390MPa以上的屈服强度的角度考虑，CNeq为0.190 以上。CNeq优选为0.200以上，更优选为0.210以上。

另一方面，从容易实现562MPa以下的屈服强度的角度考虑，CNeq 为0.320以下。CNeq优选为0.310以下，更优选为0.300以下。

LR：0.210以上

在母材部的化学组成中，用下述式(2)表示的LR为0.210以上。

在本发明的电阻焊钢管中，通过使LR为0.210以上，便可以实现 YR为93％以下。

在LR低于0.210的情况下，YR有时超过93％。可以认为其原因在于：钢中的析出物量减少，加工硬化能力降低(即TS降低)。

LR＝(2.1×C+Nb)/Mn 式(2)

〔在式(2)中，C、Nb以及Mn分别表示各元素的质量％。〕

式(2)的技术意义如下所述。

在式(2)中，之所以在分子中配置C量和Nb量，是因为C和Nb 形成析出物，因而可以认为钢的加工硬化能力提高(即TS上升)，其结果是，钢的YR降低。

之所以使C量乘以“2.1”，是因为对于由上述析出物的形成所产生的加工硬化能力提高的效果，可以认为因C的含有所产生的效果为因 Nb的含有所产生的效果的大约2.1倍。

在式(2)中，之所以在分母中配置Mn量，是因为虽然通过Mn 的含有有可能使钢在比较低的温度下发生相变，但通过Mn的含有也损害钢的加工硬化能力本身(即TS降低)，其结果是，钢的YR上升。

如上所述，LR对于Nb量和C量具有正的相关关系，对于Mn量具有负的相关关系。

在本发明的电阻焊钢管中，通过满足LR为0.210以上，即使在Nb 量比较多的情况下，例如在比专利文献3(国际公开第2012/133558号) 中的Nb量(0.003％以上且低于0.02％)更多的情况下，根据C量以及 Mn量的不同，有时也使LR为0.210以上。在此情况下，可以实现YR 为93％以下。

此外，在本发明的电阻焊钢管中，即使在Nb量低于0.02％的情况下，通过满足LR为0.210以上以及除LR以外的条件，也可以实现YR 为93％以下。

从更容易实现YR为93％以下的角度考虑，LR优选为0.220以上，更优选为0.230以上。

LR的上限并没有特别的限定。LR从电阻焊钢管的制造适用性的角度考虑，优选为0.600以下。

Mn/Si比：2.0以上

在母材部的化学组成中，Mn/Si比(即Mn的质量％相对于Si的质量％之比Mn/Si比)为2.0以上。

在本发明的电阻焊钢管中，通过使Mn/Si比为2.0以上，焊接区的韧性得以提高，焊接区的vE(即0℃下的管周方向的夏比吸收能)为 80J以上。

在Mn/Si比低于2.0的情况下，vE有时低于80J。可以认为其原因在于：在Mn/Si比低于2.0的情况下，在焊接区，MnSi系夹杂物成为脆性破坏的起点而使韧性劣化。

Mn/Si比从更加提高焊接区的韧性的角度考虑，优选为2.1以上。

Mn/Si比的上限并没有特别的限定。Mn/Si比从更加提高焊接区的韧性以及母材部的韧性的角度考虑，优选为50以下。

〔母材部的金属组织〕

在本发明的电阻焊钢管中，关于母材部的金属组织，在使用扫描型电子显微镜对该金属组织以1000倍的放大倍数进行观察的情况下，铁素体分数(即由铁素体构成的第一相的面积率)为40～80％，作为剩余部分的第二相包含回火贝氏体。

在本发明的电阻焊钢管中，通过使铁素体分数为40％以上，便可以实现YR为93％以下。从更为降低YR的角度考虑，铁素体分数优选为 45％以上，更优选为50％以上。

在本发明的电阻焊钢管中，通过使铁素体分数为80％以下，耐酸性便得以提高。从提高耐酸性的角度考虑，铁素体分数优选为75％以下。

在本发明的电阻焊钢管中，作为剩余部分的第二相包含回火贝氏体。

第二相包含回火贝氏体，意味着本发明的电阻焊钢管是在造管后 (即在电阻焊后(当电阻焊后实施了焊缝热处理时为在焊缝热处理后))，实施了回火的电阻焊钢管。

由于本发明的电阻焊钢管是在造管后实施了回火的电阻焊钢管，因而可以实现YR为93％以下。可以认为其原因在于：通过造管后的回火，使YR下降。作为通过造管后的回火使YR下降的理由，可以认为是因为通过位错密度的降低而使YS下降，而且通过在位错上析出渗碳体而使加工硬化增大(即TS上升)。

在本说明书中，回火贝氏体在其组织中包含粒状渗碳体这一点上与不是回火贝氏体的贝氏体相区別。

本说明书中的“贝氏体”的概念包含贝氏体铁素体、粒状贝氏体、上贝氏体以及下贝氏体。

第二相只要包含回火贝氏体即可，既可以是仅由回火贝氏体构成的相，也可以包含回火贝氏体以外的组织。

作为回火贝氏体以外的组织，可以列举出珠光体。

本说明书中的“珠光体”的概念也包含伪珠光体。

在母材部的金属组织中，铁素体分数的测定以及第二相的确定可以采用如下的方法来进行：对母材90°位置的L断面中的在壁厚1/4位置的金属组织进行硝酸乙醇侵蚀，并使用扫描型电子显微镜(SEM)对硝酸乙醇侵蚀后的金属组织的照片(以下也称为“金属组织照片”)以 1000倍的放大倍数进行观察。在此，金属组织照片在1000倍的视场中对10个视场的部分(作为断面的实际面积，与0.12mm ²相对应)进行拍摄。对拍摄的金属组织照片进行图像处理，从而进行铁素体分数的测定以及第二相的确定。图像处理例如使用(株)ニレコ生产的小型通用图像分析装置LUZEX AP来进行。

在本说明书中，所谓“母材90°位置”，是指从焊接区开始沿着管周方向偏离90°的位置，所谓“L断面”，是指相对于管轴方向以及壁厚方向平行的断面，所谓“壁厚1/4位置”，是指距电阻焊钢管外周面的距离为壁厚的1/4的位置。

另外，在本说明书中，有时将管轴方向称为“L方向”。

图1是表示本发明的母材部的金属组织的一个例子的扫描型电子显微镜照片(SEM照片：放大倍数1000倍)。

图1的SEM照片是在后述的实施例1中，用于铁素体分数的测定以及第二相的确定的SEM照片中的一张(1个视场)。

如图1所示，可以确认由铁素体构成的第一相、以及包含回火贝氏体的第二相。特别地，由于存在白色的点(渗碳体)，因而可知第二相包含回火贝氏体。

母材部的金属组织在使用透射型电子显微镜对该金属组织以 100000倍的放大倍数进行观察的情况下，当量圆直径为100nm以下的析出物(以下也称为“特定析出物”)的面积率(以下也称为“特定析出物面积率”)优选为0.100～1.000％。

如果特定析出物面积率为0.100％以上，则更容易实现YR为93％以下。可以认为其原因在于：特定析出物(即当量圆直径为100nm以下的析出物)有助于加工硬化特性的提高(即TS的上升)，其结果是， YR得以降低。

另一方面，如果特定析出物面积率为1.000％以下，则脆性破坏受到抑制(即母材部的韧性优良)。特定析出物面积率优选为0.900％以下，更优选为0.800％以下。

特定析出物面积率为0.100～1.000％可以在造管后，通过在400℃～ Ac1点的温度下进行回火来实现。

在本发明中，析出物面积率(即当量圆直径为为100nm以下的析出物的面积率)可以采用如下的方法来进行测定：使用透射型电子显微镜(TEM)对母材90°位置的L断面中的在壁厚1/4位置的金属组织以 100000倍的放大倍数进行观察。

更详细地说，首先，基于从母材90°位置的L断面中的壁厚1/4位置采集的样品，采用使用了由乙酰丙酮10容积％、四甲基氯化铵1容积％、以及甲醇89容积％构成的电解液的SPEED法(选择性恒电位电解浸蚀法)，制作出TEM观察用萃取复型(replica)。使用TEM对得到的TEM观察用萃取复型以100000倍的放大倍数进行观察，从而取得 10个视场的1μm见方的视场尺寸的TEM像。算出当量圆直径为100nm 以下的析出物相对于所取得的TEM像的总面积的面积率，将得到的结果设定为特定析出物面积率(％)。

此外，上述SPEED法中的侵蚀的条件设定为如下的条件：将饱和甘汞电极用作参比电极，对于大约80平方毫米的表面积，在－200mV 的电压下施加10库伦的电荷。

此外，特定析出物(即当量圆直径为100nm以下的析出物)具体地说，可以认为是选自除Fe以外的金属的碳化物、除Fe以外的金属的氮化物、以及除Fe以外的金属的碳氮化物之中的至少1种。

作为这里所说的除Fe以外的金属，可以考虑Ti和Nb。另外，在化学组成含有V、Mo以及Cr之中的至少1种的情况下，作为上述除 Fe以外的金属，也可以考虑V、Mo以及Cr之中的至少1种。

〔管轴方向的屈服强度(YS)〕

在本发明的电阻焊钢管中，管轴方向的屈服强度(YS)为390～ 562MPa。

管轴方向的YS优选为410MPa以上，更优选为450MPa以上，进一步优选为470MPa以上，特别优选为500MPa以上。

管轴方向的YS优选为550MPa以下，更优选为540MPa以下，特别优选为530MPa以下。

管轴方向的YS为562MPa以下可以在造管后，通过进行回火来实现。可以认为其原因在于：通过造管后的回火，造管变形得以缓和，从而位错密度下降。

〔管轴方向的抗拉强度(TS)〕

在本发明的电阻焊钢管中，管轴方向的抗拉强度(TS)为520～ 690MPa。

管轴方向的TS优选为550MPa以上，更优选为580MPa以上。

管轴方向的TS优选为680MPa以下，更优选为660MPa以下，特别优选为650MPa以下。

〔管轴方向的屈服比〕

在本发明的电阻焊钢管中，管轴方向的屈服比(YR＝(YS/TS)×100) 为93％以下。

由此，铺设等时的电阻焊钢管的压曲受到抑制。

管轴方向的YR为93％以下可以在造管后，通过进行回火来实现。可以认为其原因在于：通过位错密度的降低而使YS下降，而且通过在位错上析出渗碳体而使加工硬化增大(即TS上升)。

〔电阻焊钢管的壁厚〕

本发明的电阻焊钢管的壁厚优选为10～25mm。

如果壁厚为10mm以上，则在利用将热轧钢板成形为管状时的应变而容易使YR降低方面是有利的。壁厚更优选为12mm以上。

如果壁厚为25mm以下，则在电阻焊钢管的制造适用性(详细地说，将热轧钢板成形为管状时的成形性)方面是有利的。壁厚更优选为20mm 以下。

〔电阻焊钢管的外径〕

本发明的电阻焊钢管的外径优选为114.3～609.6mm(即4.5～24英寸)。

如果外径为114.3mm以上，则作为干线管用电阻焊钢管是更合适的。外径优选为139.7mm(即5.5英寸)以上，更优选为177.8mm(即 7英寸)以上。

如果外径为609.6mm以下，则在利用将热轧钢板成形为管状时的应变而容易使YR降低方面是有利的。外径优选为406.4mm(即16英寸)以下，更优选为304.8mm(即12英寸)以下。

〔制法的一个例子〕

作为本发明的电阻焊钢管的制法的一个例子，可以列举出以下的制法A。

制法A包括：

使用具有上述化学组成的热轧钢板而制造轧制状态电阻焊钢管 (Azuroru ERWpipe)的工序，以及

通过对轧制状态电阻焊钢管实施回火而得到电阻焊钢管的回火工序。

根据上述制法A，由于具有回火工序，因而基于前述的理由，容易制造YR为93％以下的电阻焊钢管。

回火温度(即回火中的保持温度)优选为400℃～Ac1点。

如果回火温度在400℃以上，则更容易析出渗碳体以及特定析出物 (当量圆直径为100nm以下的析出物)，因而更容易实现YR为93％以下。作为回火温度，更优选为420℃以上。

如果回火温度为Ac1点以下，则金属组织的粗大化受到抑制，其结果是，韧性得以提高。回火温度虽然也取决于钢的Ac1点，但也优选为 720℃以下，也优选为710℃以下，也优选为700℃以下。

在此，Ac1点是指在使钢的温度上升时，向奥氏体的相变开始的温度。

Ac1点由下述式算出。

Ac1点(℃)＝750.8－26.6C+17.6Si－11.6Mn－22.9Cu－23Ni+ 24.1Cr+22.5Mo－39.7V－5.7Ti+232.4Nb－169.4Al

〔在此，C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Ti、Nb以及Al分别为各元素的质量％。Ni、Cu、Cr、Mo以及V为任选的元素，在这些任选的元素中，对于钢坯中不含有的元素，以0质量％的方式计算Ac1点。〕

回火工序中的回火时间(即回火温度下的保持时间)从通过渗碳体以及特定析出物的析出而容易使YR更为降低的角度考虑，优选为5分钟以上。

在制法A中，所谓轧制状态电阻焊钢管，是对热轧钢板进行辊轧成形(即管状成形)而制造的电阻焊钢管，是在辊轧成形后，没有实施焊缝热处理以外的热处理的电阻焊钢管。

关于制法A中的制造轧制状态电阻焊钢管的工序优选的方式，将在后面进行叙述。

制法A在制造轧制状态电阻焊钢管的工序与回火工序之间，优选具有定径工序，其采用定径机(sizer)，在调整前后的真圆度的变化量(以下也称为“定径机真圆度变化量(％)”)为1.0％以上的条件下对轧制状态电阻焊钢管的形状进行调整。

在制法A具有定径工序的情况下，更容易制造上述的特定析出物面积率为0.100～1.000％的电阻焊钢管。

可以认为其原因在于：通过在定径机真圆度变化量为1.0％以上的条件下的上述定径工序，在轧制状态电阻焊钢管的内部导入某种程度的量以上的位错，然后对轧制状态电阻焊钢管实施温度为400℃～Ac1点的回火，由此在位错上容易析出微细的特定析出物。

在此，轧制状态电阻焊钢管的真圆度采用如下的方法求出。

首先，对于管周方向，以45°的间距测定轧制状态电阻焊钢管的外径，从而得到4个测定值。分别求出得到的4个测定值中的最大值、最小值以及平均值。基于最大值、最小值以及平均值，用以下的式子求出轧制状态电阻焊钢管的真圆度。

轧制状态电阻焊钢管的真圆度＝(最大值－最小值)/平均值

另外，定径机真圆度变化量(％)根据基于定径机的形状调整前的轧制状态电阻焊钢管的真圆度、以及基于定径机的形状调整后的轧制状态电阻焊钢管的真圆度，用下述式子求出。

定径前后的真圆度的变化量(％)＝(|基于定径机的形状调整后的轧制状态电阻焊钢管的真圆度－基于定径机的形状调整前的轧制状态电阻焊钢管的真圆度|/基于定径机的形状调整前的轧制状态电阻焊钢管的真圆度)×100

制法A中的制造轧制状态电阻焊钢管的工序优选具有：

热轧工序，其对具有上述化学组成的钢坯(板坯)进行加热，并对加热过的钢坯进行热轧，从而得到热轧钢板；

冷却工序，其对在热轧工序得到的热轧钢板进行冷却；

卷取工序，其对在冷却工序冷却过的热轧钢板进行卷取，从而得到由热轧钢板构成的热卷材；以及

造管工序，其由热卷材将热轧钢板开卷，对开卷的热轧钢板进行辊轧成形而制成开管，对得到的开管的对接部进行电阻焊而形成电阻焊部，从而得到轧制状态电阻焊钢管。

造管工序在电阻焊后，也可以根据需要，对电阻焊部实施焊缝热处理。

在热轧工序中，优选对具有上述化学组成的钢坯(板坯)加热至 1150℃～1350℃的温度。

如果加热钢坯的温度在1150℃以上，则可以更加提高电阻焊钢管的母材部的韧性。可以认为其原因在于：如果加热钢坯的温度在1150℃以上，则可以抑制未固溶的Nb碳化物的生成。

如果钢坯的加热温度在1350℃以下，则可以更加提高电阻焊钢管的母材部的韧性。可以认为其原因在于：如果钢坯的加热温度在1350℃以下，则可以抑制金属组织的粗大化。

在热轧工序中，优选对例如加热至1150℃～1350℃的温度的钢坯在 Ar3点+100℃以上的温度下进行热轧。由此，可以提高热轧钢板的淬透性。其结果是，可以提高最终得到的电阻焊钢管(即实施过回火的电阻焊钢管)的耐酸性。

在此，Ar3点根据母材部的化学组成，通过下述式求出。

Ar3(℃)＝910－310C－80Mn－55Ni－20Cu－15Cr－80Mo

〔在此，C、Mn、Ni、Cu、Cr以及Mo分别为各元素的质量％。 Ni、Cu、Cr以及Mo为任选的元素，在这些任选的元素中，对于钢坯中不含有的元素，以0质量％的方式计算Ar3点。〕

冷却工序是对在热轧工序中得到的热轧钢板进行冷却的工序。

在冷却工序中，优选将冷却开始温度设定为Ar3点以上而对在热轧工序中得到的热轧钢板进行冷却。由此，可以更加提高母材部的强度以及韧性。可以认为其原因在于：通过将冷却开始温度设定为Ar3点以上，粗大的铁素体的生成便受到抑制。

冷却工序的冷却优选在热轧工序的轧制结束后(即热轧工序的最终轧制结束后)，于10秒以内开始。由此，容易将最终得到的电阻焊钢管的铁素体分数调整为80％以下。

另外，在冷却工序中，优选以5℃/s～80℃/s的冷却速度对在热轧工序中得到的热轧钢板进行冷却。

如果冷却速度为5℃/s以上，则可以更加抑制母材部的韧性劣化。可以认为其原因在于：通过使冷却工序的冷却速度为5℃/s以上，便可以抑制粗大的铁素体的生成。

如果冷却速度为80℃/s以下，则可以抑制母材部的韧性劣化。可以认为其原因在于：通过使冷却工序的冷却速度为80℃/s以下，便可以抑制第二相分数变得过剩(即铁素体分数变得低于40％)。

卷取工序优选以450～650℃的卷取温度对在冷却工序中冷却过的热轧钢板进行卷取。

如果卷取温度在450℃以上，则可以抑制母材部的韧性劣化。可以认为其原因在于：如果卷取温度在450℃以上，则可以抑制马氏体的生成。

如果卷取温度在650℃以下，则可以抑制YR的上升。可以认为其原因在于：如果卷取温度在650℃以下，则可以抑制Nb碳氮化物过剩地生成，其结果是，可以抑制YS的上升。

实施例

下面示出本发明的实施例，但本发明并不局限于以下的实施例。

〔实施例1～26、比较例1～31〕

＜热卷材的制造＞

准备具有表1和表2所示的化学组成的钢坯。

比较例28(S：0.0015％)的钢坯在通常的条件下进行制造。

在制造实施例1～26、以及比较例1～27和29～31的钢坯的过程中，利用精炼时使用的使熔渣的组成最优化的技术、以及在精炼的途中更换熔渣的技术，将钢坯中的S量控制为0.0010％以下。

将上述钢坯加热至1250℃，对加热过的钢坯进行热轧而制成热轧钢板，以冷却速度50℃/s对得到的热轧钢板进行冷却，在卷取温度550℃ 下对冷却过的热轧钢板进行卷取，从而得到由热轧钢板构成的热卷材。

在此，从热轧的最终轧制结束至冷却开始的时间设定为表3所示的时间。

在各实施例以及各比较例中，除表1以及表2所示的元素以外的剩余部分为Fe和杂质。

在表2中，实施例18和19的REM为Ce，实施例23和24的REM 为Nd，实施例25的REM为La。

在表1～表3中，带下划线的数值为本发明的范围外的数值。

＜轧制状态电阻焊钢管的制造＞

由上述热卷材将热轧钢板开卷，对开卷的热轧钢板进行辊轧成形而制成开管，对得到的开管的对接部进行电阻焊而形成焊接区，接着对焊接区进行焊缝热处理，从而得到轧制状态电阻焊钢管。

＜电阻焊钢管的制造(定径以及回火)＞

采用定径机，在达到表3所示的定径机真圆度变化量(％)的条件下，对上述轧制状态电阻焊钢管的形状进行调整。

对于形状调整后的轧制状态电阻焊钢管，实施基于表3所示的回火温度以及回火时间的回火，从而得到电阻焊钢管。

得到的电阻焊钢管的外径为219mm，该电阻焊钢管的壁厚为 15.9mm。

此外，以上的制造工序不会对钢的化学组成产生影响。因此，得到的电阻焊钢管的母材部的化学组成可以看作与作为原料的钢坯的化学组成相同。

＜测定＞

对于得到的电阻焊钢管，进行了以下的测定。

结果如表3所示。

(铁素体分数的测定以及第二相的组织的确认)

采用前述的方法，测定了铁素体分数，并确认了第二相的种类。

在表3中，TB是指回火贝氏体，P是指珠光体。

(YS、TS以及YR的测定)

从电阻焊钢管的母材90°位置，在拉伸试验的试验方向(拉伸方向) 为电阻焊钢管的管轴方向(以下也称为“L方向”)的方向上采集拉伸试验用试验片。在此，试验片的形状设定为按照美国石油协会标准API 5L(以下简记为“API 5L”)的平板形状。

使用采集的试验片，在室温下按照API 5L，进行将试验方向设定为电阻焊钢管的L方向的拉伸试验，从而分别测定出电阻焊钢管的L方向的TS、以及电阻焊钢管的L方向的YS。

另外，根据算出式“(YS/TS)×100”，求出电阻焊钢管的L方向的YR(％)。

(母材部的vE(J)(0℃下的夏比吸收能)的测定)

从电阻焊钢管的母材90°位置采集带V缺口的全尺寸试验片(夏比冲击试验用试验片)。带V缺口的全尺寸试验片以试验方向成为管周方向(C方向)的方式进行采集。对于采集的带V缺口的全尺寸试验片，在0℃的温度条件下，按照API 5L进行夏比冲击试验，对vE(J)进行了测定。

对每1个电阻焊钢管进行5次以上的上述测定，将5次的测定值的平均值设定为该电阻焊钢管的母材部的vE(J)。

(焊接区的vE(J)(0℃下的夏比吸收能)的测定)

将带V缺口的全尺寸试验片的采集位置变更为电阻焊钢管的焊接区，除此以外，进行了与母材部的vE(J)的测定同样的操作。

(特定析出物面积率的测定)

采用前述的方法，测定了特定析出物面积率(即当量圆直径为 100nm以下的析出物的面积率：在表3中简记为“析出物面积率 (％)”)。

(HIC试验的CLR(％)：耐酸性)

HIC试验按照NACE-TM0284来实施。

从电阻焊钢管的母材90°位置采集HIC试验用全厚试验片，对于在 Solution A液(5质量％NaCl+0.5质量％冰醋酸水溶液)中使100％的 H₂S气体饱和所得到的试验液，在该试验液中将采集的全厚试验片浸渍 96小时。对于浸渍96小时后的试验片，采用超声波探伤仪测定HIC的发生的有无。根据该测定结果，通过下述式求出CLR(％)。

CLR越小，耐酸性越优良。

CLR(％)＝(裂纹的合计长度/试验片长度)×100(％)

表1

表2

表3

如表1～表3所示，可知在各实施例的电阻焊钢管中，其耐酸性优良，具有某种程度的抗拉强度以及屈服强度，屈服比得以降低，且母材部以及焊接区的韧性优良。

相对于各实施例，各比较例的结果如下所述。

在C量超过上限的比较例1中，耐酸性降低。

在C量低于下限的比较例2中，YR升高。可以认为其原因在于：钢的加工硬化能力劣化。

在Si量超过上限的比较例3中，焊接区的韧性降低。

在Si量低于下限的比较例4中，母材部以及焊接区的韧性降低。可以认为其原因在于：脱氧变得不充分，产生了粗大的氧化物。

在Mn量低于下限的比较例5中，母材部以及焊接区的韧性降低。可以认为其原因在于：产生了起因于S的脆化。

在Mn量超过上限的比较例6中，母材部以及焊接区的韧性降低，耐酸性得以降低。可以认为其原因在于：产生了起因于MnS的开裂。

在Ti量低于下限的比较例7中，母材部的韧性降低。可以认为其原因在于：晶粒变得粗大。

在Ti量超过上限的比较例8中，母材部以及焊接区的韧性降低。可以认为其原因在于：生成了粗大的TiN。

在Nb低于下限的比较例9中，母材部的韧性降低。可以认为其原因在于：未再结晶轧制并不充分。

在Nb超过上限的比较例10中，母材部以及焊接区的韧性降低。可以认为其原因在于：生成了粗大的Nb碳氮化物。

在Al低于下限的比较例11中，母材部以及焊接区的韧性降低。可以认为其原因在于：脱氧变得不充分。

在Al超过上限的比较例12中，母材部以及焊接区的韧性降低。可以认为其原因在于：大量生成了Al系夹杂物。

在CNeq超过上限的比较例13中，YS超过了上限。

在CNeq低于下限的比较例14中，TS低于下限。

在LR低于0.210的比较例15中，YR超过了上限。

在比较例16中，TS低于下限，YR超过上限。可以认为其原因在于：由于回火温度过低，因而通过回火而使造管变形得以缓和的效果(即使位错密度降低的效果)并不充分，而且位错上析出并不充分。

在比较例17中，母材部的韧性降低(即母材部的vE低于下限)。可以认为其原因在于：由于回火温度过高，因而发生向奥氏体的相变，金属组织粗大化，从而使母材部的韧性降低。

在比较例18～21中，YR超过上限。可以认为其原因在于：由于基于定径机的真圆度变化量较少，因而没有导入充分的位错，从而没有发生位错上析出。

在N量低于下限的比较例22中，母材部以及焊接区的韧性降低。可以认为其原因在于：晶粒变得粗大。

在N量超过上限的比较例23中，母材部以及焊接区的韧性降低。可以认为其原因在于：氮化物的生成量增大。

在Mn/Si比低于下限的比较例24中，焊接区的韧性降低。

在铁素体分数超过上限的比较例25中，耐酸性降低。

在比较例26中，YR超过上限。可以认为其原因在于：由于回火时间较短，因而通过回火而使造管变形得以缓和的效果(即使位错密度降低的效果)并不充分，而且位错上析出并不充分。

在CNeq超过上限的比较例27中，YS以及TS均超过上限。

在S量超过上限的比较例28中，耐酸性降低。

在LR低于0.210的比较例29～31中，YR超过了上限。

日本专利申请2016-134289所公开的整个内容通过参照而编入本说明书中。

本说明书中记载的所有文献、专利申请以及技术标准通过参照而编入本说明书中，其中每个文献、专利申请以及技术标准通过参照而编入的内容与其具体且分别地记载的情况程度相同。

Claims

1.一种干线管用电阻焊钢管，其包括母材部以及电阻焊部；其中，

所述母材部的化学组成以质量％计，包含

C：0.030％以上且低于0.080％、

Mn：0.30～1.00％、

Ti：0.005～0.050％、

Nb：0.010～0.100％、

N：0.001～0.020％、

Si：0.010～0.450％、

Al：0.0010～0.1000％、

P：0～0.030％、

S：0～0.0010％、

Mo：0～0.50％、

Cu：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

Cr：0～1.00％、

V：0～0.100％、

Ca：0～0.0100％、

Mg：0～0.0100％、

REM：0～0.0100％、以及

剩余部分：Fe和杂质；

用下述式(1)表示的CNeq为0.190～0.320；

Mn的质量％相对于Si的质量％之比为2.0以上；

用下述式(2)表示的LR为0.210以上；

在使用扫描型电子显微镜对所述母材部的金属组织以1000倍的放大倍数进行观察的情况下，由铁素体构成的第一相的面积率为40～80％，作为剩余部分的第二相包含回火贝氏体；

管轴方向的屈服强度为390～562MPa，

管轴方向的抗拉强度为520～690MPa，

管轴方向的屈服比为93％以下；

所述母材部的管周方向的夏比吸收能在0℃下为100J以上，

所述电阻焊部的管周方向的夏比吸收能在0℃下为80J以上；

所述贝氏体的概念包含贝氏体铁素体、粒状贝氏体、上贝氏体以及下贝氏体；

CNeq＝C+Mn/6+Cr/5+(Ni+Cu)/15+Nb+Mo+V 式(1)

LR＝(2.1×C+Nb)/Mn 式(2)

在式(1)以及式(2)中，C、Mn、Cr、Ni、Cu、Nb、Mo以及V分别表示各元素的质量％。

2.根据权利要求1所述的干线管用电阻焊钢管，其中，所述母材部的化学组成以质量％计，含有

Mo：超过0％且在0.50％以下、

Cu：超过0％且在1.00％以下、

Ni：超过0％且在1.00％以下、

Cr：超过0％且在1.00％以下、

V：超过0％且在0.100％以下、

Ca：超过0％且在0.0100％以下、

Mg：超过0％且在0.0100％以下、以及

REM：超过0％且在0.0100％以下之中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的干线管用电阻焊钢管，其中，在使用透射型电子显微镜对所述母材部的金属组织以100000倍的放大倍数进行观察的情况下，当量圆直径在100nm以下的析出物的面积率为0.100～1.000％。

4.根据权利要求1或2所述的干线管用电阻焊钢管，其中，所述母材部的化学组成中的Nb含量以质量％计为0.020～0.100％。

5.根据权利要求3所述的干线管用电阻焊钢管，其中，所述母材部的化学组成中的Nb含量以质量％计为0.020～0.100％。

6.根据权利要求1或2所述的干线管用电阻焊钢管，其中，壁厚为10～25mm，外径为114.3～609.6mm。

7.根据权利要求1或2所述的干线管用电阻焊钢管，其中，在对由所述母材部采集的试验片进行氢致开裂试验的情况下，裂纹的合计长度相对于试验片长度的百分率即CLR为8％以下。