JPWO2015022899A1 - 溶接部品質の優れた電縫鋼管及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
油井管及びラインパイプに適した溶接部品質の優れた電縫鋼管であって、電縫鋼管の母材を構成する鋼板が所定の成分組成を有し、Ｃａ、Ｏ、Ｓ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＡｌの含有量が、を満足し、電縫鋼管の溶接部における酸化物系介在物が、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種を含有し、上記酸化物系介在物の長径／短径が２．５以下であることを特徴とする。
Description
本発明は、油井管及びラインパイプに適した溶接部品質の優れた電縫鋼管並びにその製造方法関するものである。
石油や天然ガスなどの生産は、北海、アラスカ等の極寒地で行われることが多い。そのため、油井管、及び生産された石油や天然ガスなどの搬送に用いるラインパイプには低温靱性が必要とされる。
従来、油井管やラインパイプとして、シームレス鋼管や電縫鋼管が使用されてきた。近年は、掘削コスト削減の観点から、電縫鋼管への需要が高まっている。それに伴い、低温靭性に優れた電縫鋼管に関し、様々な技術が開発されている。具体的には、熱延工程の仕上げ温度及び巻取り温度の制限による素材の靭性向上、Ｎｂ及びＶの添加による結晶粒の微細化、造管後の管体熱処理などが挙げられる。
近年、電縫鋼管の使用環境の苛酷化に伴い、耐ＳＳＣ性と低温靭性の要求が高くなっている。これらの要求を満足させるためには、Ｃａ添加法が有効であることが知られている。
特許文献１には、溶鋼中のＳ濃度を７ｐｐｍ以下とした後、この溶鋼をＣａ処理して、Ｃａ濃度と酸素濃度の比を、１．１９＜（［Ｃａ］／［Ｏ］）＜２．１１に制御するとともに、Ｃａの添加速度を、０．０２３＜Ｖ［ｋｇ／（ｔ・ｍｉｎ）］＜０．７に制御する技術が開示されている。
近年の研究により、Ｃａ添加された電縫鋼管は、電縫溶接部の靭性が母材部に比べて著しく低下する場合のあることが判明した。この電縫溶接部の靭性の低下の原因は、電縫衝合部及びその近傍に存在する介在物が、溶接部アプセットによって両側から加圧されて板状に変形するためであることが明らかとなっている。また、この板状に変形する介在物は、成分分析の結果、ｍＣａＯ・ｎＡｌ２Ｏ３（ただし、ｍ、ｎは整数。以下同じ）の分子構成比を持つ複合介在物であることが判明している。
特許文献２には、このような電縫溶接部の靭性低下の問題点を解決する技術として、電縫鋼管の電縫溶接部に存在する介在物のうち、円相当径で２０μm以上の介在物に含まれる、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｃｒの合計量を、地鉄を含む電縫溶接部全量に対する質量％で、２０ｐｐｍ以下とする技術が開示されている。
特許文献３には、電縫鋼管の電縫溶接部に存在する介在物のうち、円相当径で２μm以上の介在物に含まれる、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｃｒの合計量を、地鉄を含む電縫溶接部全量に対する質量％で、９９ｐｐｍ以下とする技術が開示されている。
板状に変形したｍＣａＯ・ｎＡｌ２Ｏ３は、これらの先行技術を用いても、なお電縫溶接部近傍に残留し、電縫溶接部の靭性を低下させるという問題がある。図１に電縫鋼管の電縫溶接の概略を示す。電縫溶接は、鋼板を曲げて端部を突き合わせ、高周波電流で鋼板の端部のみを溶融させ、アップセット（荷重）をかけ溶鋼を排出させることにより行われる。
電縫溶接においては、溶接部周辺は鋼の融点近くまで加熱されるので、介在物は鋼板の圧延時等とは異なる挙動をし、変形しやすい状態となる。すなわち、電縫溶接部近傍に残留したｍＣａＯ・ｎＡｌ２Ｏ３は、溶接部周辺が加熱されることで硬度が低くなり、アップセット時に板厚方向に延伸される。この粗大な介在物が、溶接部の靭性低下の原因となる。
本発明の目的は前記の問題を解決し、耐ＳＳＣ性と低温靭性を備えた油井管及びラインパイプに用いる電縫鋼管において、電縫溶接部の靱性の低下を回避する技術を提供することである。
本発明者らは、電縫鋼管において、電縫溶接部の靭性を回避する方法について鋭意検討した。その結果、鋼板中の介在物を高温でも硬質で微細なものとすることにより、アップセット時に介在物が圧延されて靭性の低下の原因となることを抑制できることが可能であることを知見した。
具体的には、製錬工程においてＣａを添加する前に、Ｃｅ及びＬａの少なくとも一方を適切な量添加し、その後Ｃａを添加することで、介在物を硬質なＸＣａＡｌＯＳ（ＸはＣｅ又はＬａ。以下同じ）が微細に分散した状態とすることが可能となり、この介在物はアップセット時に延伸されることもないので、その結果、電縫溶接部の靭性の低下を回避することが可能であることを知見した。図２に概略を示す。
本発明は上記の知見に基づきなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
（１）電縫鋼管の母材を構成する鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．０１１〜０．０２３％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｃｅ及びＬａの１種又は２種の合計：０．００１〜０．００５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｏ：０．００２％以下、及びＮ：０．００５％以下を含有し、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．２％以下、及びＢ：０．００２％以下の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物であり、Ｃａ、Ｏ、Ｓ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＡｌの含有量が、式
を満たし、電縫鋼管の溶接部における酸化物系介在物が、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種を含有し、上記酸化物系介在物の長径／短径が２．５以下であることを特徴とする溶接部品質の優れた電縫鋼管。
（２）前記鋼板の成分組成が、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜２％、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、及びＺｒ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）の溶接部品質の優れた電縫鋼管。
（３）前記母材の引張強度が８６０ＭＰａ以上、前記母材の０℃における靭性が１００Ｊ以上、前記電縫鋼管の溶接部の０℃における靭性が４０Ｊ以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）の溶接部品質の優れた電縫鋼管。
（４）前記母材の引張強度が５００ＭＰａ以上６２０ＭＰａ以下、前記母材の−４０℃における靭性が１００Ｊ以上、前記電縫鋼管の溶接部の−４０℃における溶接部靭性が１００Ｊ以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）の溶接部品質の優れた電縫鋼管。
（５）製鋼の精錬工程において、溶鋼の成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．０１１〜０．０２３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｏ：０．００２％以下、及びＮ：０．００５％以下を含有し、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．２％以下、及びＢ：０．００２％以下の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物となるように調整し、その後、Ｃｅ及びＬａの１種又は２種を溶鋼に添加して、ＣｅとＬａの合計の含有量が０．００１〜０．００５％となるように調製し、その後、Ｃａを溶鋼に添加して、Ｃａの含有量が０．００１０〜０．００５０％となり、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＡｌの含有量が、式
を満たすように調整し、上記溶鋼から鋼片を製造し、上記鋼片を熱間圧延して熱延鋼板とし、上記熱延鋼板を巻き取り、巻き取られた熱延鋼板から電縫鋼管を製造することを特徴とする溶接部品質の優れた電縫鋼管の製造方法。
（６）前記製鋼の精錬工程において、Ｃｅ及びＬａの１種又は２種を溶鋼に添加する前の溶鋼の成分組成が、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜２％、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、及びＺｒ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種以上を含有するように調製されることを特徴とする前記（５）の溶接部品質の優れた電縫鋼管の製造方法。
本発明によれば、電縫溶接部の靭性低下が回避された、耐ＳＳＣ性と低温靭性を備えた油井管及びラインパイプに適した電縫鋼管を得ることができる。
以下、本発明について詳細に説明する。はじめに、本発明の電縫鋼管の母材を構成する鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成について「％」の表記は、「質量％」を意味するものとする。
本発明の電縫鋼管は油井管及びラインパイプに適している。油井管、ラインパイプはそれぞれ異なる特性が要求される。具体的には、油井管では高い引張強度が、ラインパイプでは高い低温靭性が要求される。そのため、好ましい成分組成の範囲も異なるものとなる。本発明では、油井管の目標特性を母材の引張強度が８６０ＭＰａ以上、０℃における母材靭性が１００Ｊ以上、０℃における溶接部靭性が４０Ｊ以上とし、ラインパイプの目標特性を母材の引張強度が５００ＭＰａ以上６２０ＭＰａ以下、−４０℃における母材靭性が１００Ｊ以上、−４０℃における溶接部靭性が１００Ｊ以上とする。以下、それぞれに好ましい成分組成の範囲もあわせて説明する。
［Ｃ：０．０３〜０．１５％］
Ｃは、焼入れ性を高め、また、炭化物を析出させることにより熱延鋼板の強度を高め、さらには冷間における造管工程での加工硬化を利用して強度を向上させ、靭性を確保するために重要な元素である。Ｃの含有量は、焼入れ性を高め、強度を確保するために、０．０３％以上とする。Ｃの含有量が多すぎると、靭性が劣化するとともに降伏比も低下するおそれがあるので、Ｃの含有量は０．１５％以下とする。
Ｃは、焼入れ性を高め、また、炭化物を析出させることにより熱延鋼板の強度を高め、さらには冷間における造管工程での加工硬化を利用して強度を向上させ、靭性を確保するために重要な元素である。Ｃの含有量は、焼入れ性を高め、強度を確保するために、０．０３％以上とする。Ｃの含有量が多すぎると、靭性が劣化するとともに降伏比も低下するおそれがあるので、Ｃの含有量は０．１５％以下とする。
油井管に適した特性を得るためには、Ｃの含有量は０．０６〜０．１５％が好ましく、靭性と強度のバランスの観点から、０．０７〜０．１２％がより好ましい。ラインパイプに適した特性を得るためには、Ｃの含有量は０．０３〜０．１２％が好ましく、靭性と強度のバランスの観点から、０．０４〜０．０８％がより好ましい。
［Ｓｉ：０．１〜０．３％］
Ｓｉは、脱酸や強度向上に有用な元素である。Ｓｉの含有量は、脱酸の効果を十分に確保するため、０．１％以上とする。Ｓｉの含有量が多すぎると、靭性や溶接性が劣化するので、Ｓｉの含有量は０．３％以下とする。
Ｓｉは、脱酸や強度向上に有用な元素である。Ｓｉの含有量は、脱酸の効果を十分に確保するため、０．１％以上とする。Ｓｉの含有量が多すぎると、靭性や溶接性が劣化するので、Ｓｉの含有量は０．３％以下とする。
［Ｍｎ：０．５〜２．０％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素であり、強度を確保するために有用である。Ｍｎの含有量は、強度、低温靭性の向上の効果を十分に発揮させるため、０．５％以上とする。Ｍｎの含有が多すぎるとＳｉと同様に、靭性や溶接性が劣化するおそれがあるので、Ｍｎの含有量は２．０％以下とする。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素であり、強度を確保するために有用である。Ｍｎの含有量は、強度、低温靭性の向上の効果を十分に発揮させるため、０．５％以上とする。Ｍｎの含有が多すぎるとＳｉと同様に、靭性や溶接性が劣化するおそれがあるので、Ｍｎの含有量は２．０％以下とする。
油井管に適した特性を得るためには、Ｍｎの含有量は１．０〜２．０％が好ましく、１．５〜２．０％がより好ましい。ラインパイプに適した特性を得るためには、Ｍｎの含有量は０．５〜１．６％が好ましく、１．０〜１．６％がより好ましい。
［Ａｌ：０．０１〜０．０６％］
Ａｌは、通常脱酸材として鋼材中に添加する元素である。Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、Ａｌ系非金属介在物が増加して鋼材の清浄度を害し、靭性が劣化するおそれがあるため、含有量の上限は０．０６％とする。ラインパイプに適した特性を得るためには、含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。安定した脱酸効果の確保と靭性のバランスを考慮すると、Ａｌの含有量は０．０４％以下が好ましい。
Ａｌは、通常脱酸材として鋼材中に添加する元素である。Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、Ａｌ系非金属介在物が増加して鋼材の清浄度を害し、靭性が劣化するおそれがあるため、含有量の上限は０．０６％とする。ラインパイプに適した特性を得るためには、含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。安定した脱酸効果の確保と靭性のバランスを考慮すると、Ａｌの含有量は０．０４％以下が好ましい。
［Ｔｉ：０．０１１〜０．０２３％］
Ｔｉは、微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時、及び電縫溶接部のオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織の微細化に寄与する。また、Ｂが添加される場合、ＴｉＮとして固溶Ｎを固定してＢＮの生成を抑制し、焼入れ性の向上に寄与する固溶Ｂを確保するのに有効である。これらの効果を得るために、Ｔｉの含有量は０．０１１％以上とする。Ｔｉの含有量が多すぎると、粗大なＴｉＮやＴｉＣが生じ、靱性が劣化するおそれがあるので、Ｔｉの含有量は０．０２３％以下とする。
Ｔｉは、微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時、及び電縫溶接部のオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織の微細化に寄与する。また、Ｂが添加される場合、ＴｉＮとして固溶Ｎを固定してＢＮの生成を抑制し、焼入れ性の向上に寄与する固溶Ｂを確保するのに有効である。これらの効果を得るために、Ｔｉの含有量は０．０１１％以上とする。Ｔｉの含有量が多すぎると、粗大なＴｉＮやＴｉＣが生じ、靱性が劣化するおそれがあるので、Ｔｉの含有量は０．０２３％以下とする。
［Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％］
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靱性を向上させる元素である。Ｃａの含有量が０．００５０％を超えると、ＣａＯ−ＣａＳが大型のクラスターや介在物となり、靭性に悪影響を及ぼすおそれがあるので、Ｃａの含有量は０．００５０％以下とする。溶鋼中のＳ濃度を後述する範囲とした後、Ｃａ処理を行うことにより、耐ＳＳＣ性と低温靭性を備えた鋼片を得ることができる。この効果を発揮するためには、Ｃａの含有量を０．００１０％以上とする。
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靱性を向上させる元素である。Ｃａの含有量が０．００５０％を超えると、ＣａＯ−ＣａＳが大型のクラスターや介在物となり、靭性に悪影響を及ぼすおそれがあるので、Ｃａの含有量は０．００５０％以下とする。溶鋼中のＳ濃度を後述する範囲とした後、Ｃａ処理を行うことにより、耐ＳＳＣ性と低温靭性を備えた鋼片を得ることができる。この効果を発揮するためには、Ｃａの含有量を０．００１０％以上とする。
［Ｃｅ及びＬａの１種又２種の合計：０．００１〜０．００５％］
Ｃｅ及び／又はＬａは、延伸したＣａＯＡｌ２Ｏ３の形成を抑制する元素であり、本発明では極めて重要な元素である。この効果を得るために、Ｃｅ及びＬａの１種又２種の含有量の合計を０．００１０％以上とする。含有量が０.００５％を超えると、凝固時に高温より晶出するために粗大な介在物となり、オーステナイト結晶粒が粗大化し、また、鋼材内部に種々の欠陥が発生する原因となるので、Ｃｅ及びＬａの１種又２種の含有量の合計は０．００５％以下とする。
Ｃｅ及び／又はＬａは、延伸したＣａＯＡｌ２Ｏ３の形成を抑制する元素であり、本発明では極めて重要な元素である。この効果を得るために、Ｃｅ及びＬａの１種又２種の含有量の合計を０．００１０％以上とする。含有量が０.００５％を超えると、凝固時に高温より晶出するために粗大な介在物となり、オーステナイト結晶粒が粗大化し、また、鋼材内部に種々の欠陥が発生する原因となるので、Ｃｅ及びＬａの１種又２種の含有量の合計は０．００５％以下とする。
本発明の電縫鋼管の母材を構成する鋼板は、さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、及びＢの１種又は２種以上を含有する。
［Ｎｂ：０．１％以下］
Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、熱間圧延時においてオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化する元素である。Ｎｂの含有量が多すぎると、粗大な析出物を生じて靱性が劣化するおそれがあるので、Ｎｂの含有量は０．１０％以下とする。ラインパイプに適した特性を得るためには、Ｎｂの含有量は０．０１〜０．０６％が好ましい。
Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、熱間圧延時においてオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化する元素である。Ｎｂの含有量が多すぎると、粗大な析出物を生じて靱性が劣化するおそれがあるので、Ｎｂの含有量は０．１０％以下とする。ラインパイプに適した特性を得るためには、Ｎｂの含有量は０．０１〜０．０６％が好ましい。
［Ｖ：０．１％以下］
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して低い。また、Ｖは溶接部の軟化を抑制する効果も有する。Ｖの含有量は、電縫溶接部の靱性、現地溶接性の点から０．１％以下とする。
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して低い。また、Ｖは溶接部の軟化を抑制する効果も有する。Ｖの含有量は、電縫溶接部の靱性、現地溶接性の点から０．１％以下とする。
［Ｍｏ：０．２％以下］
Ｍｏは、鋼材の焼入れ性を向上させ、強度を高める元素である。また、Ｍｏは、Ｎｂと共存して圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微細化に寄与する。Ｍｏは高価な元素であり、過剰に添加すると経済性を損なうので、Ｍｏの含有量は０．２％以下、好ましくは０．１％以下さらに好ましくは０．０５％以下とする。
Ｍｏは、鋼材の焼入れ性を向上させ、強度を高める元素である。また、Ｍｏは、Ｎｂと共存して圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微細化に寄与する。Ｍｏは高価な元素であり、過剰に添加すると経済性を損なうので、Ｍｏの含有量は０．２％以下、好ましくは０．１％以下さらに好ましくは０．０５％以下とする。
［Ｂ：０．００２％以下］
Ｂは、焼入れ性を確保し、強度を向上させる元素である。また、Ｂは、焼入れ時に粒界に偏析して、粒界エネルギーを低下させ、微量の添加でも焼入れ性の向上に寄与する。Ｂの含有量が多すぎると、焼入れ性が飽和するとともに、機械特性がバラついたり、靭性が劣化するおそれがあるので、Ｂの含有量の上限は０．００２０％とする。
Ｂは、焼入れ性を確保し、強度を向上させる元素である。また、Ｂは、焼入れ時に粒界に偏析して、粒界エネルギーを低下させ、微量の添加でも焼入れ性の向上に寄与する。Ｂの含有量が多すぎると、焼入れ性が飽和するとともに、機械特性がバラついたり、靭性が劣化するおそれがあるので、Ｂの含有量の上限は０．００２０％とする。
なお、ラインパイプに適した特性を得るためには、より高い低温靭性を確保するためＮｂを含有させるのがこのましい。また、Ｂを含有させると、ラインパイプの一般的な要求特性である現地溶接性が劣化するので、ラインパイプに用いる鋼管にはＢを含有させないことが多い。
製鋼においては、原材料に含まれる、あるいは製造の過程で混入する成分が不可避的に不純物として混入する。そのような元素のうち、Ｐ、Ｓ、Ｏ、及びＮは、以下のとおり、特に含有量を制限する必要がある。
［Ｐ：０．０３％以下］
Ｐは、低温靱性を劣化させる元素であり、含有量は少ないほど好ましい。製鋼段階でのコストと特性とのバランスから、Ｐの含有量は０．０３％以下とする。Ｐの含有量は０％であってもよいが、実際に０％にすることは不可能であり、０％超となる。現実的な下限は０．００２％程度となる。
Ｐは、低温靱性を劣化させる元素であり、含有量は少ないほど好ましい。製鋼段階でのコストと特性とのバランスから、Ｐの含有量は０．０３％以下とする。Ｐの含有量は０％であってもよいが、実際に０％にすることは不可能であり、０％超となる。現実的な下限は０．００２％程度となる。
［Ｓ：０．００１５％以下］
Ｓは、ＭｎＳを形成し、靭性を低下させる。Ｓの含有量の低減することにより、ＭｎＳを低減して、靱性を向上させることが可能となる。製鋼段階でのコストと特性とのバランスから、Ｓの含有量は０．００１５％以下とする。Ｓの含有量は０％であってもよいが、実際に０％にすることは不可能であり、０％超となる。現実な的下限は０．０００３％程度となる。
Ｓは、ＭｎＳを形成し、靭性を低下させる。Ｓの含有量の低減することにより、ＭｎＳを低減して、靱性を向上させることが可能となる。製鋼段階でのコストと特性とのバランスから、Ｓの含有量は０．００１５％以下とする。Ｓの含有量は０％であってもよいが、実際に０％にすることは不可能であり、０％超となる。現実な的下限は０．０００３％程度となる。
［Ｏ：０．００２％以下］
Ｏの含有量が多くなると、粗大なＣａやＡｌ等の酸化物が形成され、耐ＨＩＣ性及び靭性が劣化する。Ｏの含有量は少ないほど好ましい。製鋼段階でのコストと特性のバランスから、Ｏの含有量は０．００２％以下とする。Ｏの含有量は０％であってもよいが、実際に０％にすることは不可能であり、０％超となる。現実的な下限は０．０００３％程度となる。
Ｏの含有量が多くなると、粗大なＣａやＡｌ等の酸化物が形成され、耐ＨＩＣ性及び靭性が劣化する。Ｏの含有量は少ないほど好ましい。製鋼段階でのコストと特性のバランスから、Ｏの含有量は０．００２％以下とする。Ｏの含有量は０％であってもよいが、実際に０％にすることは不可能であり、０％超となる。現実的な下限は０．０００３％程度となる。
［Ｎ：０．００５％以下］
Ｎの含有量が多くなると、ＴｉＮが過度に増大し、表面疵、靭性劣化等の弊害が生じるおそれがある。また、Ｂが含有される場合、Ｂと結合してＢＮを生成し、焼入れ性に有効に作用する固溶Ｂ量が減少する。製鋼段階でのコストと特性とのバランスから、Ｎの含有量は０．００５％以下とする。Ｎの含有量は０％であってもよいが、実際に０％にすることは不可能であり、０％超となる。ただし、鋼中に微細なＴｉＮが形成されると、スラブ再加熱時、及び電縫溶接部のオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織が微細化し、母材及び電縫溶接部の低温靱性が改善するので、Ｎの含有量は、０．０００５％以上が好ましい。
Ｎの含有量が多くなると、ＴｉＮが過度に増大し、表面疵、靭性劣化等の弊害が生じるおそれがある。また、Ｂが含有される場合、Ｂと結合してＢＮを生成し、焼入れ性に有効に作用する固溶Ｂ量が減少する。製鋼段階でのコストと特性とのバランスから、Ｎの含有量は０．００５％以下とする。Ｎの含有量は０％であってもよいが、実際に０％にすることは不可能であり、０％超となる。ただし、鋼中に微細なＴｉＮが形成されると、スラブ再加熱時、及び電縫溶接部のオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織が微細化し、母材及び電縫溶接部の低温靱性が改善するので、Ｎの含有量は、０．０００５％以上が好ましい。
なお、Ｓの含有量が実際に０％となることはないので、介在物は基本的にはＸＣａＡｌＯＳとなる。Ｓの含有量が極めて少なければ、一部の介在物はＸＣａＡｌＯ（ＸはＣｅ又はＬａ）となり得る。その場合でも介在物がＸＣａＡｌＯＳとなるのと同様の効果が期待できるので、Ｓの含有量が少なくとも問題はない。また、ＳやＯの含有量が少なければ介在物が形成されにくくなるので、電縫溶接部の靭性に悪影響はない。
さらに、鋼の強度を向上し鋼の焼き入れ性を向上する元素である、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＺｒの１種又は２種以上を、必要に応じて含有させてもよい。
［Ｃｕ：０．１〜２％］
Ｃｕは、フェライトの析出強化や疲労強度向上に寄与し、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有させることができる。この効果を得るためには、Ｃｕの含有量は０．１％以上とする。Ｃｕの含有量が多すぎると、強度−延性のバランスが劣化するので、Ｃｕの含有量の上限は２％とする。好ましくは、０．６％以下である。
Ｃｕは、フェライトの析出強化や疲労強度向上に寄与し、さらに鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有させることができる。この効果を得るためには、Ｃｕの含有量は０．１％以上とする。Ｃｕの含有量が多すぎると、強度−延性のバランスが劣化するので、Ｃｕの含有量の上限は２％とする。好ましくは、０．６％以下である。
［Ｎｉ：０．０５〜１％］
Ｎｉは、フェライトの固溶強化に清、鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有させることができる。この効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．０５％以上とする。Ｎｉの含有量が多すぎると、強度−延性のバランスが劣化するので、Ｎｉの含有量は１％以下とする。好ましくは、０．３％以下である。
Ｎｉは、フェライトの固溶強化に清、鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有させることができる。この効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．０５％以上とする。Ｎｉの含有量が多すぎると、強度−延性のバランスが劣化するので、Ｎｉの含有量は１％以下とする。好ましくは、０．３％以下である。
［Ｃｒ：０．０１〜１％］
Ｃｒは、鋼板の強度を確保するため、必要に応じて添加する。この効果を得るためには、Ｃｒの含有量を０．０１％以上とする。Ｃｒの含有量が多くなると、強度−延性バランスが劣化するので、Ｃｒの含有量は１％以下とする。好ましくは、０．５％である。
Ｃｒは、鋼板の強度を確保するため、必要に応じて添加する。この効果を得るためには、Ｃｒの含有量を０．０１％以上とする。Ｃｒの含有量が多くなると、強度−延性バランスが劣化するので、Ｃｒの含有量は１％以下とする。好ましくは、０．５％である。
［Ｚｒ：０．００１〜０．０１％］
Ｚｒは、硫化物を球状化して、母材の靭性を改善する。この効果を得るためには、Ｚｒの含有量を０．００１％以上とする。Ｚｒの含有量が多くなると、鋼の清浄性を損ない、延性が劣化するので、Ｚｒの含有量は０．０１％以下とする。
Ｚｒは、硫化物を球状化して、母材の靭性を改善する。この効果を得るためには、Ｚｒの含有量を０．００１％以上とする。Ｚｒの含有量が多くなると、鋼の清浄性を損ない、延性が劣化するので、Ｚｒの含有量は０．０１％以下とする。
以上説明した以外の残部は、鉄、及び不可避的不純物である。不可避的不純物とは、原材料に含まれる、あるいは製造の過程で混入する成分であり、意図的に鋼に含有させたものではない成分のことをいう。
具体的には、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＨがあげられる。このうち、Ｐ、Ｓ、Ｏ、及びＮは、上述のとおり、それぞれ、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｏ：０．００２％以下、Ｎ：０．００５％以下となるように制御する必要がある。
その他の元素については、通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、及びＡｓは０．１％以下、Ｍｇ、Ｐｂ及びＢｉは０．００５％以下、Ｈは０．０００５％以下の不可避的不純物としての混入があり得るが、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
また、本発明の鋼管における選択必須、あるいは任意の添加元素である、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＺｒも、含有を意図しなくても不可避的不純物として混入することがあり得るが、上述した意図的に含有させる場合の含有量の上限以下であれば、下限未満であったとしても本発明の電縫鋼管に悪影響を与えるものではないので、問題はない。
さらに、本発明では、Ｃａ，Ｏ，Ｓ，Ｃｅ，Ｌａ，Ａｌの含有量が下記式（１）を満足する必要がある。
上記式（１）のＸＣＡＳＯを７８超とすることにより、図３に示すように、鋼片を圧延して電縫溶接した際、電縫溶接部に存在する介在物の長径／短径（＝アスペクト比）を、２．５以下に抑制することができる。その結果、後述のように、電縫溶接部の靭性を、多くのユーザーから達成が要求されるレベルにすることができる。具体的には、油井管に好適な成分組成とした場合、０℃における電縫溶接部の靭性を４０Ｊ以上とすることができ、ラインパイプに好適な成分組成とした場合、−４０℃における電縫溶接部の靭性を１００Ｊ以上とすることができる。
すなわち、ＸＣＡＳＯを７８超とすることにより、従来電縫溶接部で問題となっていた「板状に変形したｍＣａＯ・ｎＡｌ2Ｏ3の残留問題」を解消し、ｍＣａＯ・ｎＡｌ2Ｏ3の残留に起因する電縫溶接部の靭性低下を回避することができる。
図３〜５から容易に分かるように、ＸＣＡＳＯが７８未満では、介在物の長径／短径が２．５を超え、この場合、延伸した介在物により溶接部のシャルピー衝撃値（靭性）が目標値、すなわち油井管の場合４０Ｊ未満、ラインパイプの場合１００Ｊ未満に低下する。ＸＣＡＳＯ値が７８を超えると、長径／短径が２．５以下となり、溶接部のシャルピー衝撃値が改善される。
長径／短径比は、無腐食の研磨済の溶接部断面をＳＥＭにて観察した介在物中の最大値である。具体的には、ＳＥＭにはＪＥＯＬ社製ＪＳＭ−７００１を、ＥＤＳには同ＥＸ−６４１７５ＪＭＵを、そして解析ソフトには同Ａｎａｌｙｓｉｓ Ｓｔａｔｉｏｎ（Ｖｅｒ．ＪＥＤ−２２００）の粒子解析を用い、１０００倍の画像中の円相当径０．５ｎｍ以上、１００ｕｍ以下（１０００倍の視野内の最大値）と判定された領域を介在物と定義した。この手法で判定された介在物数が５０個以上になるまで、観察する部位を増やした。評価する介在物数が多いほど精度は高くなるが、過剰な個数は計測時間の冗長となるため、最大数は１００個とした。
なお、Ｏ、Ｓの含有量が０となることは現実的にはないが、仮にＯやＳの含有量が測定限界を下回り０と測定された場合は、式（１）でＯ＝０又はＳ＝０ならばＸＣＡＳＯは∞となるので、ＸＣＡＳＯ＞７８を満足すると判定する。
油井管として用いられる電縫鋼管は、使用環境の苛酷化がすすんでおり、前述の溶接部靭性が０℃において４０Ｊ以上であることに加え、母材の引張強度が８６０ＭＰａ以上、０℃における母材靭性が１００Ｊ以上であることも高強度鋼管と位置つけられるためには重要である。
ラインパイプとして用いられる電縫鋼管は、前述の溶接部靭性が−４０℃において１００Ｊ以上であることに加え、母材の引張強度が５００ＭＰａ以上、−４０℃における母材靭性が１００Ｊ以上であることも重要である。
以下、本発明の電縫鋼管の製造方法を説明する。溶接部の靭性に加えて、上記の母材の引張強度、靭性を満足するためには、熱延鋼板の冷却速度や巻き取り温度を以下に説明する条件とすることが好ましい。
はじめに製鋼の精錬工程において、Ｃｅ、Ｌａ及びＣａを除く溶鋼の成分組成を、所定の成分組成に調整する。その後、Ｃｅ及びＬａの少なくとも一方を添加し、その後、Ｃａを添加する。これは、Ｃａを先に添加すると介在物としてｍＣａＯ・ｎＡｌ２Ｏ３が形成され、介在物として、所定の長径／短径の比を有するＣｅやＬａを含むＸＣａＡｌＯＳを微細に分散させることができなくなり、その結果、電縫溶接部の靭性の低下を回避できなくなるためである。
続いて、鋼片を加熱、熱間圧延し、巻取り、熱延鋼板としたのち、この熱延鋼板を管状に成形加工するとともに、その突合わせ面を電縫溶接することにより電縫鋼管とする。電縫鋼管の真円度、外径を調整するため、冷間でサイジングしてもよい。
熱間圧延前の加熱温度は、炭化物を十分に固溶させ、かつ結晶粒の粗大化を防止するため、１０００〜１２８０℃、より好ましくは１０５０〜１２５０℃とする。これにより、強度を十分に確保することができ、必要な降伏比を得ることができる。
熱間圧延の圧延終了温度は７５０〜９５０℃の範囲とすることが好ましく、この温度範囲で熱間圧延を行うことが好ましい。圧延終了温度が高すぎると、結晶粒の粗大化により熱延鋼板の靭性が低下するおそれがある。そのため、圧延終了温度は９５０℃以下とすることが好ましい。圧延終了温度が低すぎると焼き入れ性が低くなるので、圧延終了温度は７５０℃以上とすることが好ましい。熱間圧延後の鋼板の板厚は限定されるものではないが４．５〜１９ｍｍの範囲において特に有効である。油井管に適用する場合、７．５〜１５ｍｍの範囲においてさらに有効である。
熱間圧延終了後、好ましくは、１５〜５０℃／ｓの冷却速度で加速冷却を行い、巻取り、熱延鋼板とする。冷却速度の上下限は生産性、経済性から上記の範囲とすることが好ましいが、これに制限されない。冷却速度は鋼片板厚中心における平均速度とし、各温度は鋼片の平均温度として伝熱計算等により求める。本実施形態における鋼板の組織は特に限定されない。
油井管に好適な８６０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、鋼を低温で変態させ、巻取りによる保熱・焼き戻しを生じさせないために、巻取り温度を３００℃以下とすることが好ましい。
ラインパイプに好適な５００以上の引張強度を得るためには、巻取りによる粗粒化を生じさせないために、巻取り温度を６５０℃以下とすることが好ましい。また、強度が高すぎると耐サワー性が低下するため、巻取り温度を３００℃超とすることが好ましい。
次に、得られた熱延鋼板を管状に成形加工するとともに、その突合わせ面を電縫溶接し電縫鋼管とする。熱延鋼板を管状に成形加工する際は、熱延鋼板を連続的にオープンパイプに成形できればよく、公知の成形方法が適用でき、特に成形方法は限定されない。また、電縫溶接する際は、溶接手段によりオープンパイプの円周方向端部を加熱し、この加熱された端部同士を突き合わせて圧着接合する。溶接方法としては、公知の高周波電流を利用した電気抵抗溶接法や誘導加熱溶接法がいずれも適用でき、特に限定されない。
オープンパイプの円周方向端部同士が溶接された電縫鋼管は、ついで、ビード切削により溶接部に形成されたビードを切削し、その後に、シーム部を高周波熱処理によりオーステナイト域に加熱することが好ましい。シーム部を高周波熱処理により加熱することにより、溶接部の硬度を制御でき、溶接部の靭性の劣化を防ぐことができる。シーム部を加熱した後は、水冷等により加速冷却を行ってもよい。
シーム部を加熱した後、電縫鋼管に対して冷間でサイジングを行ってもよい。サイジングとは、複数段のサイジングロールを用いて電縫鋼管を定径、真円に仕上げる工程である。製造された電縫鋼管は、切断機で所定の長さに切断される。
造管工程を冷間で行うことにより、加工硬化させることができ、電縫鋼管の圧潰強度を上昇させることができる。
［実施例１］
表１、２に示す組成になる鋼を、表３に示す順序でＣａ、Ｃｅ、Ｌａを添加して溶製後、連続鋳造により鋼片とし、表３に示す条件で熱間圧延して厚さ９．５ｍｍの鋼板を製造し、さらに、表４の条件で電縫鋼管を製造した。表１中のＴ．Ｏは、鋼中に固溶したＯと介在物中のＯの合計のＯ量である。得られた電縫鋼管から、母材Ｌ方向から全厚引張試験片を、母材と溶接部のＣ方向からシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２ Ｖノッチ標準寸法）を採取した。採取した試験片を用いて、母材の引張強度と靭性を、また、溶接部の靭性、前記溶接欠陥率および介在物の長径／短径を測定した。
表１、２に示す組成になる鋼を、表３に示す順序でＣａ、Ｃｅ、Ｌａを添加して溶製後、連続鋳造により鋼片とし、表３に示す条件で熱間圧延して厚さ９．５ｍｍの鋼板を製造し、さらに、表４の条件で電縫鋼管を製造した。表１中のＴ．Ｏは、鋼中に固溶したＯと介在物中のＯの合計のＯ量である。得られた電縫鋼管から、母材Ｌ方向から全厚引張試験片を、母材と溶接部のＣ方向からシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２ Ｖノッチ標準寸法）を採取した。採取した試験片を用いて、母材の引張強度と靭性を、また、溶接部の靭性、前記溶接欠陥率および介在物の長径／短径を測定した。
結果を表５に示す。本実施例では、成分組成、巻取温度を油井管に好適な範囲としたので、母材の引張強度が８６０ＭＰａ以上、０℃における母材靭性が１００Ｊ以上、０℃における溶接部靭性が４０Ｊ以上を目標特性とした。
溶接欠陥面積率を測定するためのシャルピー衝撃試験は１６０℃で実施した。溶接部の靭性は、介在物や組織だけでなく、溶接時に生ずる溶接によっても影響を受ける。この試験温度では、欠陥部分は脆性破面を、欠陥がない部分は延性破面を呈する。シャルピー試験後の破面を実体顕微鏡で撮像して、個々の脆性破面部の面積を画像処理ソフトで測定し、ｎ＝１０のサンプルの脆性破面部の面積の全破面部の面積に対する割合の平均値を溶接欠陥面積率として評価した。溶接欠陥面積率は、０．０５％以下のものを良好、０．０５％を超えるものを不良とした。この０．０５％は、母材である鋼板中の介在物レベルでの試験結果に相当する値である。
鋼材成分、巻取温度が油井管に好適な範囲であり、かつ、ＸＣＡＳＯが７８超であり、かつ、精錬工程における投入順が、（Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａ以外）→（Ｃｅ及びＬａ）→Ｃａである場合に、母材の引張強度が８６０ＭＰａ以上、０℃における母材靭性が１００Ｊ以上、０℃における溶接部靭性が４０Ｊ以上の鋼管が得られることが確認された。
［実施例２］
表６、７に示す組成になる鋼を溶製後、連続鋳造により鋼片とし、表８の条件で熱間圧延して厚さ９．５ｍｍの鋼板を製造し、さらに、表９の条件で電縫鋼管を製造した。得られた鋼管から、母材Ｌ方向から引張試験片を、母材と溶接部のＣ方向からシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２ Ｖノッチ標準寸法）を採取した。採取した試験片を用いて、母材の引張強度と靭性を、また、溶接部の靭性、前記溶接欠陥率および介在物の長径／短径を測定した。測定方法は実施例１と同様である。
表６、７に示す組成になる鋼を溶製後、連続鋳造により鋼片とし、表８の条件で熱間圧延して厚さ９．５ｍｍの鋼板を製造し、さらに、表９の条件で電縫鋼管を製造した。得られた鋼管から、母材Ｌ方向から引張試験片を、母材と溶接部のＣ方向からシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２ Ｖノッチ標準寸法）を採取した。採取した試験片を用いて、母材の引張強度と靭性を、また、溶接部の靭性、前記溶接欠陥率および介在物の長径／短径を測定した。測定方法は実施例１と同様である。
結果を表１０に示す。本実施例では、成分組成、巻取温度をラインパイプに好適な範囲としたので、母材の引張強度が５００〜６２０ＭＰａ、−４０℃における母材靭性が１００Ｊ以上、−４０℃における溶接部靭性が１００Ｊ以上を目標特性とした。
鋼材成分、巻取温度がラインパイプに好適な範囲であり、かつ、ＸＣＡＳＯが７８超であり、かつ、精錬工程における投入順が、（Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａ以外）→（Ｃｅ及びＬａ）→Ｃａである場合に、母材の引張強度が５００〜６２０ＭＰａ、−４０℃における母材靭性が１００Ｊ以上、−４０℃における溶接部靭性が１００Ｊ以上の鋼管が得られることが確認された。
１１ 鋼板
１２ 介在物（ｍＣａＯ・ｎＡｌ２Ｏ３）
２１ 鋼板
２２ 介在物（ＸＣａＡｌＯＳ）
１２ 介在物（ｍＣａＯ・ｎＡｌ２Ｏ３）
２１ 鋼板
２２ 介在物（ＸＣａＡｌＯＳ）
（５）製鋼の精錬工程において、溶鋼の成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．０１１〜０．０２３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｏ：０．００２％以下、及びＮ：０．００５％以下を含有し、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．２％以下、及びＢ：０．００２％以下の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物となるように調整し、その後、Ｃｅ及びＬａの１種又は２種を溶鋼に添加して、ＣｅとＬａの合計の含有量が０．００１〜０．００５％となるように調製し、その後、Ｃａを溶鋼に添加して、Ｃａの含有量が０．００１０〜０．００５０％となり、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＡｌの含有量が、式
を満たすように調整し、上記溶鋼から鋼片を製造し、上記鋼片を熱間圧延して熱延鋼板とし、上記熱延鋼板を巻き取り、巻き取られた熱延鋼板から電縫鋼管を製造することを特徴とする前記（１）の溶接部品質の優れた電縫鋼管の製造方法。
Claims (6)
- 電縫鋼管の母材を構成する鋼板の成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１〜０．３％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｔｉ：０．０１１〜０．０２３％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｃｅ及びＬａの１種又は２種の合計：０．００１〜０．００５％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００１５％以下、
Ｏ ：０．００２％以下、及び
Ｎ ：０．００５％以下
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ ：０．１％以下、
Ｍｏ：０．２％以下、及び
Ｂ ：０．００２％以下
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物であり、
Ｃａ、Ｏ、Ｓ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＡｌの含有量が、式
電縫鋼管の溶接部における酸化物系介在物が、Ｃｅ及びＬａの１種または２種を含有し、
上記酸化物系介在物の長径／短径が２．５以下である
ことを特徴とする溶接部品質の優れた電縫鋼管。 - 前記鋼板の成分組成が、質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．１〜２％、
Ｎｉ：０．０５〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、及び
Ｚｒ：０．００１〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接部品質の優れた電縫鋼管。 - 前記母材の引張強度が８６０ＭＰａ以上、
前記母材の０℃における靭性が１００Ｊ以上、
前記電縫鋼管の溶接部の０℃における靭性が４０Ｊ以上
であることを特徴とする請求項１又は２に記載の溶接部品質の優れた電縫鋼管。 - 前記母材の引張強度が５００ＭＰａ以上６２０ＭＰａ以下、
前記母材の−４０℃における靭性が１００Ｊ以上、
前記電縫鋼管の溶接部の−４０℃における溶接部靭性が１００Ｊ以上
であることを特徴とする請求項１又は２に記載の溶接部品質の優れた電縫鋼管。 - 製鋼の精錬工程において、溶鋼の成分組成を、質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１〜０．３％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｔｉ：０．０１１〜０．０２３％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００１５％以下、
Ｏ ：０．００２％以下、及び
Ｎ ：０．００５％以下
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ ：０．１％以下、
Ｍｏ：０．２％以下、及び
Ｂ ：０．００２％以下
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物となるように調整し、
その後、Ｃｅ及びＬａの１種又は２種を溶鋼に添加して、ＣｅとＬａの合計の含有量が０．００１〜０．００５％となるように調製し、
その後、Ｃａを溶鋼に添加して、Ｃａの含有量が０．００１０〜０．００５０％となり、かつ、Ｃａ、Ｏ、Ｓ、Ｃｅ、Ｌａ、及びＡｌの含有量が、式
上記溶鋼から鋼片を製造し、
上記鋼片を熱間圧延して熱延鋼板とし、
上記熱延鋼板を巻き取り、
巻き取られた熱延鋼板から電縫鋼管を製造する
ことを特徴とする溶接部品質の優れた電縫鋼管の製造方法。 - 前記製鋼の精錬工程において、Ｃｅ及びＬａの１種又は２種を溶鋼に添加する前の溶鋼の成分組成が、質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．１〜２％、
Ｎｉ：０．０５〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、及び
Ｚｒ：０．００１〜０．０１％
の１種又は２種以上を含有するように調製されることを特徴とする請求項５に記載の溶接部品質の優れた電縫鋼管。
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