CN1154145A - 耐腐蚀性及焊接性优良的钢材及钢管的制造方法 - Google Patents

耐腐蚀性及焊接性优良的钢材及钢管的制造方法 Download PDF

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CN1154145A
CN1154145A CN 95194217 CN95194217A CN1154145A CN 1154145 A CN1154145 A CN 1154145A CN 95194217 CN95194217 CN 95194217 CN 95194217 A CN95194217 A CN 95194217A CN 1154145 A CN1154145 A CN 1154145A
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宫坂明博
小畠正秋
本吉卓
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Abstract

本发明涉及以低成本和高生产率制造在含有湿润二氧化碳和微量硫化氢的环境中显示出优良耐腐蚀性、焊接性也优良的钢材和钢管的方法。它包括将按重量％含有Si：0.01～0.6％、Mn：0.02～1.8％、Cr：7.5～14.0％、Cu：1.5～4.0％、Al：0.005～0.1％，降低C至0.02％以下，N至0.02％以下、P至0.025％以下、S至0.01％以下，其余由Fe及不可避免杂质组成的钢板，加热到1100～1300℃温度后，于1050℃以下温度的累积压下量65％以上，而且轧制结束温度为800℃以上完成热轧，以0.02℃/秒以下的冷却速度至少冷却到500℃，使金属组织实质为铁素体。

Description

耐腐蚀性及焊接性优良的钢材 及钢管的制造方法
技术领域
本发明涉及耐腐蚀性及焊接性优良的钢材及钢管的制造方法，更详细地说，涉及例如作为石油·天然气开采和生产中使用的油井管或输送中使用的线路管用、或贮存和各种处理用使用的容器用，在含有湿润二氧化碳或微量湿润硫化氢的环境中中具有优良耐腐蚀性、焊接性也优良的钢材及钢管的低成本并且简便的制备方法。
先有技术
近年生产的石油·天然气，含有湿润二氧化碳和硫化氢的石油·天然气在增多。在这种环境中碳钢或低合金钢严重腐蚀是众所周知的事实。而且，在输送这种腐蚀性的石油·天然气时，作为钢管的防腐蚀措施，以前通常是添加腐蚀抑制剂。然而，海洋油井中，腐蚀抑制剂的添加，回收处理所需要的费用庞大，而且还有海洋污染问题。腐蚀抑制剂的使用正变得困难。因此，对不需要添加腐蚀抑制剂的耐腐蚀材料的要求最近变得迫切起来。
作为富含二氧化碳的石油·天然气用的耐腐蚀材料，首先讨论不锈钢的采用，例如，像L.J.クラィン、腐蚀(Corrosion)’84、ペ-パNo.211中那样，作为高强度而且比较便宜的钢，广泛使用在AISI 420钢中作为代表的、含有0.2％左右的C和12～13％程度的Cr的马氏体系不锈钢。然而，用这种钢作油井管为了获得必要的高强度因此不能在太高的温度下回火，具有冲击韧性差的难点。而且，AISI420钢含C约0.2％左右因此焊接性极差，即还有焊接热影响区的硬度明显上升，为防止焊接裂纹的预热温度和后热温度非常高，焊接热影响区的韧性很差的缺点。
与此不同，API(美国石油协会)，将C稍低的AISI 410钢作为线路用管而标准化，在“NKK技报”、1989年发行，第129号、第15-22页中，报导了用AISI410钢制作UOE钢管的例子。然而，从该报导也可看出，AISI 410钢在高温下很难成为奥氏体单相，由于在焊接时生成粗大的δ铁素体，因此具有焊接区的冲击韧性很差的缺点。
以AISI钢为首的马氏体系不锈钢管，例如特开昭63-134630号公报和特开昭63-238217号公报中的代表例可清楚地看出，以前由无缝钢管轧制法，制造无缝的钢管是普通的，但无缝的钢管具有制造合格率和生产率差，成本极高的缺点。用无缝钢管轧制法制得的马氏体钢管时，造管后必须将钢管进行淬火-回火处理，这也是无缝钢管成本高的原因之一。进而，作为改善耐腐蚀性或焊接性的目的，尽力降低C、或C及N的低碳马氏体钢的情况下，用无缝钢管轧制法制造是困难的。
与此不同，特开平4-191319号公报及特开平4-191320号公报中记载了用低碳马氏体系不锈钢制造钢管的方法，在特开平4-99127号公报及特开平4-99128号公报中记载了制造低C的马氏体系不锈钢管的方法。另一方面，特开平5-263139号公报中，记载了将含有Cr12～14重量％的油井钢管，作为电焊钢管而制造的方法。此外，在特开平6-100943号公报中，记载了用Ni、Cu、C、N、Mo量满足规定条件的马氏体系不锈钢制成钢管后，按规定条件进行淬火回火处理的方法。然而，这些方法的缺点是在制成钢管后进行正火-回火等热处理，因而成本高，或者在钢管表面生成氧化铁皮等。而且，特开平6-100943号公报记载的方法，尽管可降低作为对象钢的C，但还含有N0.03～0.07％，焊接性明显差，作为线路用管而不耐实用。
此外，通过这种淬火回火处理调整强度的方法中，在低碳马氏体系不锈钢的情况下，由于大量含有可提高可淬性的Ni、Mn、Cu等合金元素因而不可能将回火温度提得太高，因此可以较容易地制造高强度的钢管，相反，强度低的钢管反而制造困难。焊接构件的情况下，焊接金属的强度即抗拉强度或屈服强度比母材高的为好的情况居多，将马氏体系不锈钢作为焊接构件时往往需要特别注意。它即使是，例如使C量降低的钢，在进行淬火回火热处理时也是同样的。此外，在含有硫化氢的酸性环境下，为了防止硫化物应力裂纹，尤其优选强度低的，因此强烈希望母材强度低的钢及钢管。与此不同，用以前的淬火回火法制得的马氏体系不锈钢，即使是低C或低C+N，以及即使是中～高C，屈服强度也可能是API规格的X-80级或L-80级(公称屈服应力都在551N/mm2以上)，但降低到X-65级(公称屈服应力为484N/mm2以上)是极困难的。
特开平5-255736号公报中记载了对限定了成分的钢在1100℃以下的温度域中进行65％以上加工度的马氏体不锈钢的制造方法。然而，该方法的主要目的是为了锯断管子或锯断大钢坯使管子或钢坯在必要程度上软化，使之成为钢材或钢管的最终制品，而不是以获得耐腐蚀性和焊接性这种重要特性为目的。
特愿平4-291830号说明书中记载了以750℃以上1100℃以下的温度进行总压下量为65％以上的加工，而且以冷却速度≤0.1℃/秒冷却后，再次以奥氏体化温度进行正火化处理，然后就在Ac1点进行回火处理的马氏体不锈钢的制造方法。然而，用这种方法不仅得不到为锯断中间制品所需要的软化程度，而且也难以获得作为钢材或钢管的必要特性。进而，这种方法，在最终制品时施以正火(在冶金学上相当于淬火)-回火热处理，与上述情况同样不仅成本高，而且难以充分降低强度。
发明的公开
鉴于以上现状，本发明的目的在于提供一种在含二氧化碳环境或含硫化氢的酸性环境等中具有优良耐腐蚀性、焊接性也优良的钢材和钢管的低成本且容易制造的方法。
本发明的耐腐蚀性及焊接性优良的钢材的制造方法如下所述。
(1)耐腐蚀性及焊接性优良的钢材的制造方法，其特征在于，它包括将按重量％含有：
Si：0.01～0.6％、
Mn：0.02～1.8％、
Cr：7.5～14.0％、
Cu：1.5～4.0％、
Al：0.005～0.10％；并将
C降至0.02％以下、
N降至0.02％以下、
P降至0.025％以下、
S降至0.01％以下，其余由Fe及不可避免杂质组成的钢板，加热至1100～1300℃温度后，在1050℃以下的温度中累积压下量为65％以上，而且轧制终了温度为800℃以上结束热轧，以0.02℃/秒以下的冷却速度至少冷却到500℃，以致金属组织实质上是由铁素体组成。
(2)上述(1)中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢材的制造方法，其中，将热轧结束后的钢冷却到500℃以下后，在650℃以上、而且满足下式的条件下进行再加热。
T×(logt+21)≥21000
式中，T是再加热温度(K)
      t是再加热的保持时间(分钟)
(3)上述(1)或(2)中记载的耐腐蚀性及焊接性优良的钢材的制造方法，其中，钢板作为附加成分，还进一步按重量％含有：
Ni：1.5％以下、
Co：1.0％以下、
Mo：3.0％以下、
W： 3.0％以下中的1种或2种以上，而且Ni+Co的合计含量为1.5％以下、Mo+W的合计含量为3.0％以下。
(4)上述(1)、(2)或(3)中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢材的制造方法，其中，钢板作为附加成分，还进一步按重量％含有：
Nb、V、Ti、Zr、Ta中的1种或2种以上，其合计含量为1.0％以下。
(5)上述(1)～(4)中任一项所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢材的制造方法，其中，钢板的C和N含量，按重量％将，
C降至0.015％以下，
N降至0.015％以下，而且C和N的合计量为0.02％以下。
(6)上述(1)～(5)中任一项所述的耐腐蚀及焊接性优良的钢材的制造方法，其中，按钢板成分的下式给出的MC值为0以上。
MC值＝80+420〔％C〕+440〔％N〕
+30(〔％Ni〕+〔％Cu〕+〔％Co〕)+15〔％Mn〕
-12〔〔％Si〕+〔％Cr〕+〔％Mo〕〕-24〔％Nb〕
-48(〔％V〕+〔％Ti〕+〔％Al〕)-6〔％W〕式中，〔％X〕是用重量％表示的元素X的含量。
本发明之耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法如下所述。
(7)耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其特征在于，它包括将按重量％含有：
Si：0.01～0.6％、
Mn：0.02～1.8％、
Cr：7.5～14.0％、
Cu：1.5～4.0％
Al：0.005～0.10％；并将
C降至0.02％以下，
N降至0.02％以下，
P降至0.025％以下、
S降至0.01％以下，其余由Fe及不可避免杂质组成的钢板，按以下工序①、②顺序制得钢管。
①将钢板加热到1100～1300℃的温度后，按照金属组织实质上是奥氏体单相的温度领域而且在1050℃以下的温度中的累积压下量为65％以上那样结束热轧，成为板厚为3.0mm以上25.4mm以下的热轧钢带，在金属组织实质上是奥氏体单相的温度领域中作为热轧钢带进行卷取后，以0.02℃/秒以下的冷却速度至少冷却到500℃，制得金属组织实质上是由铁素体组成的钢板的工序。
②将上述①的热轧钢带剪切成所定宽度后，连续地成形为圆筒状的同时将钢带两端进行电阻焊接制得电焊钢管的工序。
(8)上述(7)中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，将热钢带冷却到500℃以下后，于650℃以上，而且满足下式的条件下进行再加热。
T×(logt+21)≥21000式中，T是再加热温度(K)，
  t是再加热的保持时间(分钟)，
(9)上述(7)或(8)中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，钢板作为附加成分，还进一步按重量％含有：
Ni：1.5％以下、
Co：1.0％以下、
Mo：3.0％以下、
W： 3.0％以下中的1种或2种以上，而且Ni+Co的合计含量为1.5％以下，Mo+W的合计含量为3.0％以下。
(10)上述(7)、(8)或(9)中所述的耐腐蚀及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，钢板作为附加成分，还进一步按重量％含有：
Nb、V、Ti、Zr、Ta中的1种或2种以上，其合计含量为1.0％以下。
(11)上述(7)～(10)中任一项所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，钢板的C和N含量，按重量％，
将C降至0.015％以下，
将N降至0.015％以下而且C和N的合计量为0.02％以下。
(12)上述(7)～(11)中任一项所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，按钢板成分的下式给出的MC值为0以上。
MC值＝80+420〔％C〕+440〔％N〕
+30(〔％Ni〕+〔％Cu〕+〔％Co〕)+15〔％Mn〕
-12(〔％Si〕+〔％Cr〕+〔％Mo〕)-24〔％Nb〕
-48(〔％V〕+〔％Ti〕+〔％Al〕)-6(％W)式中，〔％X〕是用重量％表示的元素X的含量。
(13)上述(7)～〔12〕中任一项所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，通过电焊焊接造管，电焊区的温度降至Ms点以下后，将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到650℃以上Ac1相变点以下的温度后，进行冷却。
(14)上述(7)～(12)中任何一项所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，通过电焊焊接造管后，将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到Ac3相变点+50℃以上后急冷使其冷却至Ms点以下的温度，进而，将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到650℃以上Ac1相变点以下的温度后，进行冷却。
(15)上述(13)或(14)中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到650℃以上Ac1相变点以下的温度后进行冷却时，是对钢管全体进行再加热。
(16)上述(13)或(14)中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到650℃以上Ac1相变点以下的温度后进行冷却时，是仅对电焊区附近进行再加热。
实施本发明的最佳实施方案
作为以前富含二氧化碳的石油·天然气的耐腐蚀材料进行研究的不锈钢的AISI 420钢中，淬火回火处理时回火温度不能提得太高，高强度钢管比较容易制造，但不适于强度低的钢管的制造。此外，在焊接构件的情况下，优选强度比母材高的焊接金属，从这一点来看，也需要母材强度低的钢材及钢管。本发明即可解决上述问题点，以低成本制得屈服强度为500～560N/mm2程度的钢材及钢管，而且可抑制焊接热影响区的硬度上升，进而改善耐腐蚀性或焊接性。
因此，本发明之钢材及钢管的制造方法，是根据耐腐蚀性及焊接性来限定钢的化学成分范围，而且以其组织是铁素体主体作为制造条件，使其热加工条件及加工后的冷却条件最佳化而完成。
以下叙述对本发明之耐腐蚀性或焊接性优良钢管的制造条件进行限定的理由。首先说明对作为化学成分的各成分进行限定的理由。％在没有特别说明的情况下均表示重量％。
Si
Si，在含Cr为7.5～14.0％的钢中作为脱氧剂及强化元素添加是有效的，但含量不足0.01％时其脱氧效果不够；但如果含量超过0.6％其效果不仅饱和而且会使冲击韧性和电焊焊接性降低，因此Si的含量范围限定在0.01～0.6％。而且，在通过与其它合金元素的添加量和制造条件组合而获得必要的强度时，则没有必要大量添加Si，Si的添加量作为脱氧所必须的充分量，最好降低到0.2％以下。
Mn：
Mn，作为含Cr为7.5～14.0％的钢的脱氧剂是必要的，其含量必须在0.02％以上。而且，Mn是对高温时稳定奥氏体组织有用的元素。然而，如果含量超过1.8％，其效果不仅已经饱和，而且含有过剩的Mn会导致炼钢困难，因此将其上限含量规定为1.8％。
Cr：
Cr，为了确保作为本发明目的耐腐蚀性，其含量必须在7.5％以上，但含量如果超过14.0％，不仅导致成本上升，而且冲击韧性降低。因此Cr的含量规定为7.5～14.0％。
Cu：
Cu，是添加到降低C和N的含高Cr钢中，使高温中的金属组织成为奥氏体主体所必需而且有用的元素。Cu的含量不足1.5％时，高温时奥氏体不稳定，容易生成铁素体。如果在热加工时就已经生成铁素体，并混在奥氏体之中，就会降低热加工性，而且冷却后的冲击韧性显著降低。为了使高温时的金属组织成为奥氏体单相，Cu的添加量必须在1.5％以上。另一方面，如果Cu的添加量超过4.0％，热加工后即使控制冷却速度进行冷却，也很难进行铁素体相变，因此，Cu的上限含量规定为4.0％。
Al：
Al，作为脱氧剂必须添加0.005％以上。然而，如果添加量超过0.10％，就会形成粗大的氧化物系夹杂物从而降低耐应力腐蚀裂纹性，因此，上限含量规定为0.10％。
C：
C，与Cr形成碳化物使韧性及耐腐蚀性降低，而且使焊接热影响区的硬度大大升高的同时，使焊接性降低，因此C的含量限定在0.02％以下。
N：
N，使焊接区的韧性降低的同时大大升高焊接热影响区的硬度，而且降低焊接性，因此N的含量限定在0.02％以下。
进而，作为线路用管或压力容器等焊接构件，特别是降低焊接热影响区的硬度，并改善焊接性的需要高的情况下，优选C含量为0.015％以下，N含量为0.015％以下，C+N的合计含量为0.02％以下。
P：
P如果大量存在会使韧性降低，因此必须减少到0.025％以下，越少越好。
S：
S如果大量存在会使热加工性、延展性及耐腐蚀性降低，因此希望少为好，必须降低到0.01％以下。
以上是本发明作为对象的钢的基本成分，但可根据需要添加以下元素，则可进一步提高特性。
Ni、Co：
Ni，Co，如果添加到含Cr为7.5～14.0％的钢中，对提高耐腐蚀性和冲击韧性具有显著效果。然而，如果单独的Ni或Ni+Co的合计量超过1.5％，无论怎样控制热轧条件或热轧后的条件也难以使其组织实质上是铁素体从而使强度降低，因此Ni的上限含量及Ni+Co的合计上限规定为1.5％。而且，当Co的添加量超过1.0％时效果达到饱和而成本却增加，因此Co单独或Ni+Co复合添加时Co的含量规定为1.0％以下。
Mo、W：
Mo、W，添加到含Cr7.5～14.0％的钢中，即具有改善在湿润二氧化碳环境中耐腐蚀性的效果。两元素单独或合计的含量如果超过3.0％，效果已经达到饱和，而且为了确保热加工性和高温时的组织稳定性，必须超过上述上限更多量地含有Ni、Co等合金元素，很难通过热轧条件和其后的冷却条件的控制使钢板或钢管的强度降低。因此Mo及W的上限含量规定为3.0％，而且Mo+W的合计含量也规定为3.0％以下。
Nb、V、Ti、Zr、Ta：
Nb、V、Ti、Zr、Ta，如果添加到含Cr7.5～14.0％的钢中，则降低焊接热影响区硬度的效果极大，而且还具有改善耐腐蚀的效果。然而过量添加时这些效果达到饱和，而且会使母材的韧性降低，因此，Nb、V、Ti、Zr、Ta中1种或2种以上的合计含量规定不超过1.0％。需要母材韧性特别优良的情况下，Nb、V、Ti、Zr、Ta中的1种或2种以上的合计含量最好不超过0.5％。另一方面，为了充分降低焊接热影响区的硬度，Nb、V、Ti、Zr、Ta中1种或2种以上的合计含量优选在0.1％以上。
此外，作为各元素的含量的组合，按下式定义的MC值在0以上为更佳。
MC值＝80+420〔％C〕+440〔％N〕
+30(〔％Ni〕+〔％Cu〕+〔％Co〕)+15〔％Mn〕
-12(〔％Si〕+〔％Cr〕+〔％Mo〕)-24〔％Nb〕
-48(〔％V〕+〔％Ti〕+〔％Al〕)-6〔％W〕式中〔％X〕是用重量％表示的元素X的含量。
MC值不足0时，在高温时有可能生成δ铁素体。如果在热轧区有大量δ铁素体存在，钢板或钢管的冲击韧性及强度就会降低。为了避免这些情况产生，如果设定MC值在0以上，就不会在高温时生成δ铁素体。可获得实质上由奥氏体组成的组织，在冷却途中使其进行铁素体相变，由此就可获得韧性优良而且强度适宜的钢板及钢管。
在本发明中，除上述成分外，作为由废钢铁等混入的杂质，或者为调整韧性和加工性等目的，在钢中还可含有B、Hf等。或者进一步，作为改善热加工性和冲击韧性的目的，还可以含有稀土类元素(REM)、Ca、Mg等。即使添加这些元素，也不脱离本发明范围。此处，所谓稀土类元素，是指原子序号为57～71及89-103的元素及Y。本发明中对氧的含量没有特别的限定，但由于氧是成为产生氧化物系非金属夹杂物的根源的杂质，因此越少越好，更优选在0.004％以下。
以下说明本发明的工序及其限定理由。
钢板加热温度：
必须将钢板均匀加热直至其中心部，以确保热轧时的热加工性。然而，如果加热超过1300℃。由于产生氧化铁皮而使材料损失严重，制造成品率降低。另一方面，当加热温度不足1100℃时，热轧时的变形阻抗过大。因此，钢板加热温度规定为1100～1300℃。
热轧：
热轧时可以使用普通的厚板轧制或热轧钢带轧制。热轧钢带的情况下，根据作为油井管或线路用管的实用性，板厚规定为3.0mm以上25.4mm以下。从以后的电焊焊接的生产率观点来看，电焊钢管用的钢的形状规定为热轧钢带。
轧制条件：
为了获得在热轧后的冷却中其金属组织实质上是由铁素体组成的钢材，必须在金属组织实质上是奥氏体单相的温度领域中完成热轧，而且在1050℃以下温度中的累积压下量必须在65％以上。这是因为，超过1050℃的高温下的压下，没有冷却途中的铁素体相变促进效果；为了使在奥氏体区完成热轧的钢充分进行铁素体相变，必须将低温、即1050℃以下温度中的累积压下量规定为65％以上。1050℃以下的累积压下量不足65％时，奥氏体不能充分转变成铁素体，一部分或大部分转变成马氏体，使韧性降低，而且很难将强度降到适宜的水平。另一方面，如果热轧温度过低，则热轧途中开始进行铁素体相变以致铁素体被热加工而导致韧性降低，或者，由于是比可进行铁素体相变的温度更低的温度，因而实际上不可能进行铁素体相变，因此热轧必须在800℃以上的温度下完成。进而，为了在热轧后更稳定地获得铁素体组织，将1050℃以下时的累积压下量规定为75％以上，或将1000℃以下时的累积压下量规定为65％以下更为优选。
冷却条件：
将完成热轧的钢板，或热轧后卷取的热轧钢带进行冷却时，必须以0.02℃/秒以下的冷却速度至少冷却到500℃。这是因为，为了使热加工过的奥氏体充分进行铁素体转变的缘固。冷却速度超过0.02℃/秒时，即使在1050℃以下加工奥氏体，也不能充分进行铁素体相变，因此奥氏体的一部分或大部分在冷却途中进行马氏体相变，使得组织不均匀导致冲击韧性降低，而且很难使强度降低到适合于作为线路用管或压力容器的水平。另一方面，本发明方法作为对象的钢，由于从奥氏体到铁素体的转变是在直至500℃时完成的，因此在500℃以下时无论什么样的冷却速度都行。
将钢板缓慢冷却时，可以是每1张保温进行缓慢冷却，但将2张以上的钢板重叠，在其上加缓冷罩进行缓慢冷却是有效的。热轧钢带的情况下，也可以给每条热轧钢带上加上保温罩进行缓慢冷却；多条热轧钢带重叠，或横向并列时，用一个保温罩使多条钢带缓慢冷却是有效的。
再加热：
为了使从热加工过的奥氏体转变而成的铁素体的强度进一步降低，以及使冲击韧性更优良，再加热是有效的。钢材或热轧钢带的再加热，必须在热加工后一旦冷却到500℃以下使其充分地进行铁素体转变后进行。如果在冷却到500℃以下之前进行再加热，则效果不充分。与此不同，如果钢材或热轧钢带的温度在500℃以下，可以是不冷却到常温就进行再加热，或者冷却到常温后再加热到650℃以上Ac1相变点以下，任何一种都行。
再加热的目的，是再加热到高温后将Cu保持在过时效领域使之析出，降低强度。因此，再加热时，Cu必须在不对强度作出贡献的领域过时效，因此，必须在650℃以上。再加热温度不足650℃时强度降低不够，尤其是，再加热温度不足600℃时有可能是Cu反而细微析出从而使强度上升，同时使冲击韧性降低。
而且，再加热时，如果设定再加热条件为再加热温度T(K)及保持时间t(分钟)满足T×(logt+21)≥21000，则由于能使从热加工过的奥氏体转变而成的铁素体的强度充分降低，以及使冲击韧性更优良，因此更为有效。
再加热的气氛可以是大气，但为了减少钢表面的氧化铁皮，不降低耐腐蚀性和提高钢管的制造合格率，再加热的气氛更优选弱氧化气氛，无氧化气氛或还原性气氛。例如，如果使用含有5～15％的氢，其余为氮或氩气组成的混合气体则更有效果。
钢材的再加热，对热轧后的钢板进行再加热不用说，将热轧钢板加工成压力容器或各种构件后的中间阶段或制品阶段进行再加热，使Cu过时效析出从而将钢的强度调整到合适水平也是有效的。
用热轧钢带制造电焊钢管的情况下，也可在热轧钢带阶段进行再加热，还可以将热轧钢带制成电焊钢管后对钢管整体进行再加热。总而言之，在规定条件下对钢板进行热轧，冷却后，直至最终制品供使用的任何阶段，在650℃以上而且满足T×(logt+21)≥21000的条件下进行再加热是有效的。在哪个阶段进行再加热，可根据制品的形状、尺寸、用途、其它的二次加工等进行选择。
热轧钢带的成形及电焊焊接：
在热轧钢带成形及电焊焊接时可以采用通常的电焊钢管制造工序，根据作为油井管或线路用管等所必要的外径，将钢带切断成规定的宽度后，连续成形为圆筒状的同时对钢带两端进行电阻焊，制得电焊钢管。
在本发明中，根据需要除了上述工序外，还可以有通过电焊焊接造管，并将电焊区的温度降到Ms点以下后，将至少包括电焊区及其两侧2mm以内的部分再加热到650℃以上Ac1相变点以下的温度后再进行冷却的附加工序。此工序的目的是，使电焊焊接时局部生成的硬化组织的硬度降低，改善电焊区的韧性。本发明方法作为对象的钢由于可淬性良好，因此电焊区在通常的冷却速度下进行马氏体转变，而这种电焊区的再加热，如果不是在电焊区的温度降到Ms点以下之后就不会有再加热的效果。为了使局部生成的硬化组织的硬度充分降低，再加热温度规定为650℃以上。然而，再加热温度如果超过Ac1相变点，在其后的冷却时就会生成新的马氏体，使得母材的韧性和耐应力腐蚀裂纹性降低。
电焊区的再加热，例如可使用后退火炉(ポストㄕニ一ラ)，在电焊焊接后可以立即仅对电焊区附近进行再加热，或者对钢管整体进行加热。重要的是，对包括电焊区和其两侧2mm以内进行再加热。
本发明中，根据需要除上述工序外，还可附加将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到Ac3相变点+50℃以上后急冷以致冷却到Ms点以下的温度，进而，将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到650℃以上Ac1相变点以下的温度后进行冷却的工序。该工序的目的是，降低电焊焊接时生成的金属组织的不均匀性，改善电焊区的韧性。将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到Ac3相变点+50℃以上时，优选使用后退火炉，在电焊焊接之后立即仅对电焊区附近进行再加热。如果对钢管整体进行加热，等于将整个钢管进行淬火，失去由热轧钢带确保的材质。再加热到Ac3相变点+50℃以上后，必须急冷以致冷却到Ms点以下的温度，这是因为在成为Ms点以下的温度之前即使再加热到650℃以上Ac1相变点以下的温度，其效果也不能发挥的缘因。特别是，用后退火炉在线连续处理时，必须急冷。另一方面，将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到650℃以上Ac1相变点以下温度时，例如可以使用后退火炉在电焊焊接后马上仅对电焊区再加热，或者也可以对钢管整体进行加热。
按本发明制得的钢材，可以作为钢板使用，也可以将钢板加工成压力容器或各种零部件后使用。或者，也可以将钢板制成UOE钢管后用于配管，由弯曲辊法成形、焊接后制得壁厚·大径的钢管。按本发明方法制造热轧钢带时，不仅电焊钢管，也可用于螺旋钢管。
实施例
以下说明本发明的实施例。
实施例1
熔炼表1所示成分的钢，制成厚240mm的钢板后，通过普通的热轧工序，在表2所示条件下制得板厚20mm的钢板。热轧时钢板的加热温度规定为1230℃。比较例15相当于AISI420号钢。从各钢板采取拉伸试验片，进行拉伸试验以测定屈服强度。
     表1
                            化学成分(重量％)
    C   Si   Mn     P     S   Cr   Cu  Al    N   Ni   Co   Mo    W     其它
本发明例  1   0.008   0.14   0.38   0.013   0.002   12.39   2.48   0.02   0.006   -    -   -    -
 2   0.006   0.13   0.44   0.018   0.003   12.53   3.16   0.04   0.008   -    -   -    -
 3   0.008   0.11   0.30   0.018   0.002   12.48   3.04   0.04   0.010   -    -   -    -
 4   0.010   0.12   0.51   0.022   0.002   13.33   2.10   0.10   0.007   0.55    -   -    -
 5   0.012   0.22   0.29   0.008   0.003   11.63   3.06   0.05   0.005   0.49    -  1.21    -
 6   0.008   0.30   0.31   0.009   0.003   11.60   3.12   0.04   0.010    -  0.26   -    -
 7   0.010   0.33   0.47   0.017   0.004   12.59   3.67   0.03   0.005    -    -  0.98    -
 8   0.004   0.28   0.42   0.016   0.003   12.99   2.11   0.04   0.005   0.94    -   -  1.44  Ti 0.25
 9   0.007   0.22   0.11   0.020   0.002   11.96   3.32   0.06   0.008    -    -   -    -  Ti 0.18，Nb 0.15
 10   0.007   0.20   0.38   0.011   0.001    9.06   2.85   0.05   0.008    -    -  0.88  0.56  V  0.55
 11   0.008   0.22   1.66   0.019   0.002   13.04   1.85   0.05   0.008    -  0.30   -    -  Ti 0.20，Zr 0.10
 12   0.010   0.19   0.51   0.011   0.001   12.41   2.89   0.05   0.007    1.03    -  0.53    -  Nb 0.22，Ti 0.17
比较例  13   0.066   0.27   0.46   0.014   0.004   12.66   3.05   0.07   0.038    0.83    -   -    -  Ti 0.12
 14   0.015   0.30   0.55   0.014   0.005   12.73    -   0.06   0.017     -    -   -    -
 15   0.190   0.44   0.25   0.011   0.003   13.09    -   0.11   0.016    0.27    -   -    -
 16   0.017   0.22   0.73   0.018   0.003   12.87   2.53   0.04   0.006     -    -  0.29    -
 17   0.015   0.30   0.56   0.017   0.002   12.95   3.04   0.05   0.008    3.61    -   -    -  Ti 0.23
   表2
  轧制终了温度(℃)   1050℃以下时的累积压下率(％) 到500℃)的冷却(℃/秒) 再加热处理条件(℃×h) 屈服强度(N/mm2)     耐腐蚀性   焊接热影响区最高硬度     冲击韧性
母材   焊接热影响区
  120℃   150℃
本发明例   1     840     74     0.015     无     557     ◎     ◎     ○   ○   ○
  2     830     85     0.01   720×2     525     ◎     ◎     ○   ○   ○
  3     840     90     0.01     无     533     ◎     ◎     ○   ○   ○
  4     840     75     0.01   730×1     527     ◎     ◎     ○   ○   ○
  5     840     85     0.01   710×1.5     528     ◎     ◎     ○   ○   ○
  6     850     80     0.01   680×4     541     ◎     ◎     ○   ○   ○
  7     850     80     0.01   730×0.5     528     ◎     ◎     ○   ○   ○
  8     900     85     0.01     无     550     ◎     ◎     ○   ○   ○
  9     920     75     0.01   700×2     527     ◎     ◎     ○   ○   ○
  10     850     80     0.005   720×2     524     ◎     ○     ○   ○   ○
  11     850     80     0.01   750×1     520     ◎     ◎     ○   ○   ○
  12     850     85     0.01   720×3     528     ◎     ◎     ○   ○   ○
比较例   13     850     70     0.5     无     1154     ×   ××     ××   ××   ××
  14     880     70     0.005     无     296     ○     ×     ○   ×   ××
  15     880     70     0.02     无     755   ××   ××   焊接裂纹   ×× 焊接裂纹
  16     880     75     0.5     无     912     ◎     ◎     ○   ×   ○
  17     850     70     0.01     无     966     ◎     ◎     ○   ○   ○
然后，通过手工焊将这些钢板焊接制成焊接接缝。焊接输入热规定为17KJ/cm。从母材及该焊接区的热影响区采取JIS4号冲击试验片(原尺寸)，进行冲击试验。而且，将焊接热影响区的最高硬度，作为荷重1kg的威氏硬度进行测定。另一方面，从各钢管的母材上采取试验片，进行湿润二氧化碳气体环境中的腐蚀试验。作为湿润二氧化碳气体环境中的腐蚀试验，使用厚3mm、宽15mm、长50mm的试验片，在试验温度120℃或150℃的高压釜中，在二氧化碳为40个大气压的条件下于5％NaCl水溶液中浸渍30天，从试验前后的重量变化算出腐蚀速度。腐蚀速度的单位用mm/y表示，而处于一般环境中的某种材料的腐蚀速度不足0.1mm/y时，材料具有足够的耐腐蚀性，被认为可以使用。
将试验结果列入表2中。表2的冲击试验结果中，○表示断口转变温度为-30℃以下，×表示断口转变温度超过-30℃在0℃以下，××表示断口转变温度超过0℃。在表2的焊接热影响区最高硬度中，○表示最高硬度不足300，×表示最高硬度为300以上450以下，××表示最高硬度为450以上。在表2的腐蚀试验结果中，◎表示腐蚀速度不足0.05mm/y，○表示腐蚀速度在0.05mm/y以上0.10mm/y以下，×表示腐蚀速度在0.1mm/y以上0.5mm/y以下，××表示腐蚀速度在0.5mm/y以上。
从表2可清楚地看出，本发明例1-12，其屈服强度为500～560N/mm2并作为这种钢具有低的，而且作为结构件具有足够的强度，任何一种母材及焊接热影响区的冲击韧性都优良，焊接热影响区的最高硬度低，在湿润二氧化碳气环境中显示出优良的耐腐蚀性，并具有优良的耐腐蚀性和焊接性。也就是，不对钢板施以淬火一回火或正火一回火这样的热处理，就能以低成本和高生产率制得特性优良的钢。
与此不同，比较例任何一种都得不到足够的特性。比较例13的成分不适合，而且热轧后的冷却速度过快，因此强度极高，而且特性差。比较例14由于成分不适合，作为结构件不能满足必要的强度，而且冲击韧性差。比较例15由于成分不适合因而强度过高，而且产生焊接裂纹以致不能实施焊接热影响区的冲击试验。比较例16由于热轧后的冷却速度过快，因此强度极高，而且母材的冲击韧性差。比较例17由于Ni量高在热轧后的冷却时强度不降低。
实施例2
熔炼表2所示成分的钢，制成厚240mm的钢板后，按通常的热轧工序，在表4所示条件下制得板厚11mm的热轧钢带，进而在电焊钢管生产线上制成外径323.9mm的电焊钢管。热轧时钢板加热温度规定为1230℃。比较例17相当于AISI 420号钢。从各钢板采取拉伸试验片，进行拉伸试验以测定屈服强度。
         表4
轧制终了温度(℃) 1050℃以下时的累积压下率(％)     到500℃的冷却(℃/秒)   热轧钢带的再加热处理条件(℃×h) 电焊区的热处理条件(后退火炉)(℃) 电焊钢管的热处理条件(℃×h) 屈服强度(N/mm2) 耐腐蚀性   焊接热影响区最高硬度     冲击韧性   焊接区拉伸试验
 母材 焊接热影响区
  120℃   150℃
本发明例   1     850     85     0.01     无     无   无     555   ◎   ◎     ○   ○   ○   ○
  2     880     80     0.007     730×2.5     无   无     551   ◎   ◎     ○   ○   ○   ○
  3     900     85     0.01     无     无   720×1     524   ◎   ◎     ○   ○   ○   ○
  4     880     80     0.01     700×2     680   无     530   ◎   ◎     ○   ○   ○   ○
  5     920     77     0.01     720×0.5     720   720×1     531   ◎   ◎     ○   ○   ○   ○
  6     880     77     0.01     无     无   720×2     535   ◎   ◎     ○   ○   ○   ○
  7     880     77     0.007     无     无   750×1     518   ◎   ◎     ○   ○   ○   ○
  8     900     80     0.01     710×1     无   680×0.5     531   ◎   ◎     ○   ○   ○   ○
  9     850     80     0.005     710×2     730   无     533   ◎   ◎     ○   ○   ○   ○
 10     900     85     0.01     无     720   690×2     536   ◎   ◎     ○   ○   ○   ○
 11     900     77     0.01     680×4     720   无     540   ◎   ○     ○   ○   ○   ○
 12     910     77     0.01     无     700   740×1     526   ◎   ◎     ○   ○   ○   ○
比较例  13     850     70     0.4     无     无   无     972   ◎   ○     ○   ×   ○   ×
 14     880     70     0.004     无     无   无     299   ○   ○     ○   ××   ××   ○
 15     860     70     0.02     无     无   无     624   ○   ×     ×   ×   ××   △
 16     880     75     0.01     无     无   无    1013   ◎   ◎     ○   ○   ○   ×
17 850 70 0.01 无 无   无     794   ××   ××   焊接裂纹   ×× 焊接裂纹 焊接裂纹
      表3
    化学成分(重量％)
    C      Si      Mn     P     S     Cr     Cu      Al       N     Ni    Co    Mo     W     其它
本发明例     1     0.006     0.07     0.40     0.015     0.001     11.95     3.17     0.06     0.005      -     -     -     -
    2     0.004     0.10     0.39     0.012     0.002     12.14     3.05     0.04     0.006      -     -     -     -
    3     0.007     0.22     0.38     0.014     0.001     11.99     3.09     0.05     0.011     0.38     -     -     -
    4     0.007     0.20     0.38     0.015     0.002     12.11     2.59     0.03     0.008      -     -     0.95     -
    5     0.009     0.22     0.26     0.011     0.004     12.50     2.59     0.03     0.008     0.95     -     -     -     Ti 0.32
    6     0.010     0.19     1.34     0.011     0.003     12.57     1.88     0.04     0.007      -     -     0.55   0.31
    7     0.006     0.14     0.47     0.010     0.003     12.33     2.88     0.08     0.006      -     -     -     -     Nb 0.37
    8     0.008     0.13     0.69     0.008     0.003     12.05     2.89     0.05     0.007      -     0.12     -     -     Nb 0.32，Ti 0.18
    9     0.008     0.14     0.66     0.007     0.001     11.98     3.08     0.04     0.008      -     -     0.76     -     Ti 0.36，Zr 0.13
    10     0.006     0.22     0.44     0.012     0.003     13.10     3.34     0.04     0.007     1.02     -     -     -     Ti 0.29，V  0.34
    11     0.007     0.11     0.42     0.012     0.003      9.11     2.72     0.04     0.007      -     -     -   1.27
    12     0.006     0.10     0.45     0.012     0.003     12.02     2.80     0.04     0.008      -     0.23     0.77     -     Nb 0.24，Ti 0.14
比较例     13     0.017     0.20     0.41     0.012     0.005     13.20     2.94     0.10     0.006     0.57     -     -     -
    14     0.010     0.20     0.48     0.017     0.003     12.78      -     0.05     0.013      -     -     -     -
    15     0.058     0.22     0.46     0.012     0.003     12.77      -     0.03     0.030      -     -     -     -
    16     0.010     0.28     0.42     0.015     0.005     13.35     3.17     0.04     0.017     3.55     -     0.49     -     Nb 0.15
    17     0.188     0.26     0.47     0.017     0.003     12.92      -     0.04     0.018     0.31     -     -     -
然后进行焊接，这种焊接相当于在线路用管敷设时的现场环形焊接，用手工焊焊接这些钢板制成焊接接缝。焊接输入热规定为17KJ/cm。焊接材料规定为24.8％Cr-8.1％Ni-1.8％Mo-0.017％C的二相不锈钢系焊条。该焊条作为不锈钢可获得非常高的焊缝强度。从母材及该焊接区的热影响区采取JIS4号冲击试验片(原尺寸)，进行冲击试验。而且，将焊接热影响区的最高硬度，作为荷重1kg的威氏硬度进行测定。另一方面，从各钢管的母材采取试验片，进行湿润二氧化碳气体环境中的腐蚀试验，按与实施例1相同的顺序和条件。此外，包括焊接金属、焊接热影响区及母材，在钢管的纵轴方向采取拉伸试验片，进行焊接区的拉伸试验。
将试验结果示于表4中，表4的腐蚀试验结果、焊接热影响区最高硬度、冲击试验结果中，各符号的意义均与实施例1相同。此外，表4的焊接区的拉伸试验结果，○表示母材断裂，×表示焊接金属断裂，△表示尽管母材断裂但焊接金属也有很大的变形。
从表4可清楚地看出，本发明例1～12，其屈服强度为500～560N/mm2并可获得API X-65～X-70级的强度，是作为线路用管或配管的必要充分值。而且，任何一种母材及焊接热影响区的冲击韧性都优良，焊接热影响区的最高硬度低，在湿润二氧化碳气体环境中显示出优良的耐腐蚀性，并具有优良的耐腐蚀性和焊接性。而且，使用本发明例1～12时，焊接区拉伸试验的断裂位置都是母材，可以获得健全的焊接区。这符合希望焊接金属比母材更强的所谓工业要求。
也就是，不对钢板施以淬火-回火或正火-回火这种热处理，就能以低成本和高生产率制得特性优良的钢管。
与此不同，比较例任何一种都得不到足够的特性。比较例13，由于热轧后的冷却速度过快，因此强度极高，而且特性差。比较例14，由于成分不适合因此不能满足作为线路用管和配管所需要的强度，而且冲击韧性也差。比较例15，由于成分不适合因而强度过高，而且焊接热影响区的硬度硬，冲击韧性差。比较例16，由于Ni量高，热轧后冷却时强度不降低，因此在焊接区的拉伸试验中是焊接金属断裂。比较例17，由于成分不适合而使强度过高，而且生成焊接裂纹以致不能实施焊接热影响区的冲击试验及焊接区拉伸试验。
如上所述，本发明能以低成本和高生产率制造耐腐蚀性及焊接性优良的钢和钢管，对产业发展有极大的贡献。

Claims (16)

  1. (1)耐腐蚀性及焊接性优良的钢材的制造方法，其特征在于，它包括将按重量％含有：
    Si：0.01～0.6％、
    Mn：0.02～1.8％、
    Cr：7.5～14.0％、
    Cu：1.5～4.0％、
    Al：0.005～0.10％；并将
    C降至0.02％以下、
    N降至0.02％以下、
    P降至0.025％以下、
    S降至0.01％以下，其余由Fe及不可避免杂质组成的钢板，加热至1100～1300℃温度后，在1050℃以下的温度中累积压下量为65％以上，而且轧制终了温度为800℃以上结束热轧，以0.02℃/秒以下的冷却速度至少冷却到500℃，以致金属组织实质上是由铁素体组成。
  2. (2)权利要求1中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢材的制造方法，其中，将热轧结束后的钢冷却到500℃以下后，在650℃以上、而且满足下式的条件下进行再加热。
    T×(logt+21)≥21000
    式中，T是再加热温度(K)
          t是再加热的保持时间(分钟)
  3. (3)权利要求1或2中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢材的制造方法，其中，钢板作为附加成分，还进一步按重量％含有：
    Ni：1.5％以下、
    Co：1.0％以下、
    Mo：3.0％以下、
    W：3.0％以下中的1种或2种以上，而且Ni+Co的合计含量为1.5％以下、Mo+W的合计含量为3.0％以下。
  4. (4)权利要求1、2或3中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢材的制造方法，其中，钢板作为附加成分，还进一步按重量％含有：
    Nb、V、Ti、Zr、Ta中的1种或2种以上，其合计含量为1.0％以下。
  5. (5)权利要求1～4中任一项所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢材的制造方法，其中，钢板的C和N含量，按重量％将，
    C降至0.015％以下，
    N降至0.015％以下，而且C和N的合计量为0.02％以下。
  6. (6)权利要求1～5中任一项所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢材的制造方法，其中，按钢板成分的下式给出的MC值为0以上；
    MC值＝80+420〔％C〕+440〔％N〕
    +30(〔％Ni〕+〔％Cu〕+〔％Co〕)+15〔％Mn〕
    -12〔〔％Si〕+〔％Cr〕+〔％Mo〕〕-24〔％Nb〕
    -48(〔％V〕+〔％Ti〕+〔％Al〕)-6〔％W〕式中，〔％X〕是用重量％表示的元素X的含量。
  7. (7)耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其特征在于，它包括将按重量％含有：
    Si：0.01～0.6％、
    Mn：0.02～1.8％、
    Cr：7.5～14.0％、
    Cu：1.5～4.0％
    Al：0.005～0.10％；并将
    C降至0.02％以下，
    N降至0.02％以下，
    P降至0.025％以下、
    S降至0.01％以下，其余由Fe及不可避免杂质组成的钢板，按以下工序①、②顺序制得钢管；
    ①将钢板加热到1100～1300℃的温度后，按照金属组织实质上是奥氏体单相的温度领域而且在1050℃以下的温度中的累积压下量为65％以上那样结束热轧，成为板厚为3.0mm以上25.4mm以下的热轧钢带，在金属组织实质上是奥氏体单相的温度领域中作为热轧钢带进行卷取后，以0.02℃/秒以下的冷却速度至少冷却到500℃，制得金属组织实质上是由铁素体组成的钢板的工序；
    ②将上述的热轧钢带切断成所定宽度后，连续地成形为圆筒状的同时将钢带两端进行电阻焊制得电焊钢管的工序。
  8. (8)权利要求7中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，将热钢带冷却到500℃以下后，于650℃以上，而且满足下式的条件下进行再加热；
    T×(logt+21)≥21000式中，T是再加热温度(K)，
     t是再加热的保持时间(分钟)，
  9. (9)权利要求7或8中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，钢板作为附加成分，还进一步按重量％含有：
    Ni：1.5％以下、
    Co：1.0％以下、
    Mo：3.0％以下、
    W： 3.0％以下中的1种或2种以上，而且Ni+Co的合计含量为1.5％以下，Mo+W的合计含量为3.0％以下。
  10. (10)权利要求7、8或9中所述的耐腐蚀及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，钢板作为附加成分，还进一步按重量％含有：
    Nb、V、Ti、Zr、Ta中的1种或2种以上，其合计含量为1.0％以下。
  11. (11)权利要求7～10中任一项所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，钢板的C和N含量，按重量％将，
    C降至0.015％以下，
    N降至0.015％以下而且C和N的合计量为0.02％以下。
  12. (12)权利要求7-11中任一项所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，按钢板成分的下式给出的MC值为0以上；
    MC值＝80+420〔％C〕+440〔％N〕
    +30(〔％Ni〕+〔％Cu〕+〔％Co〕)+15〔％Mn〕
    -12(〔％Si〕+〔％Cr〕+〔％Mo〕)-24〔％Nb〕
    -48(〔％V〕+〔％Ti〕+〔％Al〕)-6(％W)式中，〔％X〕是用重量％表示的元素X的含量。
  13. (13)权利要求7-12中任一项所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，通过电焊焊接造管，电焊区的温度降至Ms点以下后，将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到650℃以上Ac1相变点以下的温度后，进行冷却。
  14. (14)上述(7)～(12)中任何一项所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，通过电焊焊接造管后，将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到Ac3相变点+50℃以上后急冷使其冷却至Ms点以下的温度，进而，将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到650℃以上Ac1相变点以下的温度后，进行冷却。
  15. (15)上述(13)或(14)中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到650℃以上Ac1相变点以下的温度后进行冷却时，是对钢管全体进行再加热。
  16. (16)权利要求13或14中所述的耐腐蚀性及焊接性优良的钢管的制造方法，其中，将至少包括电焊区和其两侧2mm以内的部分再加热到650℃以上Ac1相变点以下的温度后进行冷却时，利用后退火炉仅对电焊区附近进行再加热。
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