TW201829801A - 盤管用電焊鋼管及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

提供一種未施予電焊熔接後的全管淬火處理及再加熱回火處理、且降伏強度為896MPa以上的耐低循環疲勞特性為優異的盤管用電焊鋼管及其製造方法。 　　具有以質量%計為特定含量的C、Si、Mn、P、S、Al、Cr、Cu、Ni、Mo、Nb、V、Ti、N，並具有如下組織：由以體積百分率計為2~10%的殘留沃斯田鐵、20%以下的麻田散鐵、與殘餘部分變韌鐵構成，降伏強度為896MPa以上，均勻伸長為9.0%以上。

Description

盤管用電焊鋼管及其製造方法
[0001] 本發明為關於耐疲勞特性為優異的盤管用電焊鋼管及其製造方法。
[0002] 盤管(coiled tubing)為將外徑20~100mm左右的小直徑長條狀鋼管捲取在捲軸上而成者。盤管為被廣泛使用於各種的坑井內作業，於作業之際，自捲軸上放捲並插入於坑井內，於作業後，自坑井中拉起並被收捲於捲軸。特別是近年，在頁岩氣(shale gas)採集中，被使用於頁岩層的水壓破碎。 　　相較於以往的坑井內回收・挖掘設備，由於盤管為小型的裝置，故可節約佔地面積或作業人員，且無須將管(pipe)進行接續，可連續升降(elevating and lowering)，而具有作業效率高等的優點。 　　[0003] 盤管為將作為素材的熱軋鋼板於長度方向進行分條並製成具有適度寬度的鋼帶(steel strip)，將該鋼帶輥軋成形為管形狀並以電焊熔接後來製造成鋼管。之後，為了得到熔接部的品質提升或所希望的機械特性，被施予全管熱處理。 　　[0004] 就防止在坑井內的斷裂之觀點而言，盤管特別是被要求在長度方向為高強度。近年，為了對應於更長、更深的坑井，盤管進行著高強度化，特別是要求降伏強度為130ksi(896MPa)以上的盤管。 　　[0005] 另一方面，盤管於作業時係取決於本身的外徑與捲軸徑或周邊機器弧狀導引部的曲率半徑，而以承受最大2~3%左右的塑性變形複數次之同時被重複使用著，因此要求著耐低循環疲勞(low cycle fatigue resistance)特性。 　　[0006] 專利文獻1中提案著一種盤管用熱軋鋼板及其製造方法，其特徴係作為主體的組織為肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵中之任1種。該技術時，在熱軋中係形成作為盤管用鋼管的主體的變韌鐵等的組織。即，無須將作為主體的組織以熱軋後的熱處理來形成。但該技術為關於盤管用熱軋鋼板，並未記述有關造管後的降伏強度及耐低循環疲勞特性之詳細內容。 　　[0007] 專利文獻2中提案著一種盤管用不銹鋼，其係以回火麻田散鐵主體作為鋼組織，藉由含有體積百分率2%以上的殘留沃斯田鐵來使耐低循環疲勞特性得到提升。但該技術為了得到以回火麻田散鐵作為主體的組織，熱軋後必須進行淬火處理與再加熱回火處理，生產性及製造成本方面為具有問題。又，降伏強度最高僅為800MPa左右，特別不適合於降伏強度130ksi(896MPa)以上的盤管的製造。 　　[0008] 專利文獻3中提案著一種盤管用電焊鋼管及其製造方法，其係以回火麻田散鐵主體作為鋼組織，降伏強度為140ksi(965MPa)以上的優異的耐低循環疲勞特性。但與專利文獻2相同地，該技術在將熱軋鋼板電焊熔接後必須進行全管淬火處理與再加熱回火處理，因而生產性及製造成本方面為具有問題。 [先前技術文獻] [專利文獻] 　　[0009] 　　專利文獻1：日本再公表2013-108861號公報 　　專利文獻2：日本特開2001-303206號公報 　　專利文獻3：日本特開2014-208888號公報
[發明所欲解決之課題] 　　[0010] 如上述專利文獻2、3記載的技術般，將回火麻田散鐵主體作為盤管用鋼管的組織時，必須藉由電焊熔接後的熱處理來形成回火麻田散鐵。此理由係如下述。 　　(i)若以熱軋狀態之組織來使其成為麻田散鐵主體時，輥軋成形時所需的加工性將為不足。 　　(ii)藉由輥軋成形前的熱處理來使組織成為回火麻田散鐵主體時，雖然可輥軋成形，但為了提升電焊熔接部的品質，必須進行再次的全管熱處理。 　　[0011] 基於上述理由，以回火麻田散鐵主體作為組織而成的盤管用鋼管，如專利文獻3等所提案般，除了電焊熔接後的全管淬火處理以外，係再藉由施予再加熱回火處理來進行製造，故生產性及製造成本方面為具有問題。 　　[0012] 如此般地，考量生產性的提升及抑制製造成本，至今仍未確立能提供如下述般盤管用電焊鋼管之技術，該盤管用電焊鋼管係於施予電焊熔接後未施予全管淬火處理及再加熱回火處理，降伏強度為130ksi(896MPa)以上，耐低循環疲勞特性為優異。 　　[0013] 本發明為有鑑於上述課題而完成的發明，本發明的目的為提供一種未施予電焊熔接後的全管淬火處理及再加熱回火處理、且降伏強度為130ksi(896MPa)以上的耐低循環疲勞特性為優異的盤管用電焊鋼管及其製造方法。 　　[0014] 於此，所謂的「耐低循環疲勞特性為優異」，指將變形控制在變形比0(脈衝)、全變形範圍2.5%的拉伸疲勞試驗中，直到斷裂為止的重複次數為250次以上之意思。尚，於此，將試驗荷重為降低至最大荷重的75%之時間點，設定為斷裂。 [解決課題之手段] 　　[0015] 本發明人為了達成上述目的進行著：「用來得到於電焊熔接後未施予全管淬火處理及再加熱回火處理，且關於鋼組織係在熱軋中可形成以變韌鐵作為主體的、降伏強度為130ksi(896MPa)以上的優異的耐低循環疲勞特性」之檢討。其結果發現：「均勻伸長(uniform elongation)之提升，對於耐低循環疲勞特性之改善而言為重要的」。具體而言，必須是9.0%以上的均勻伸長。 　　[0016] 低循環疲勞係一邊重複著裂縫尖端附近的頸縮、與因該頸縮所造成的裂縫的進行，而一邊直到材料的斷裂。因此，均勻伸長為大的材料，加工硬化能為高而頸縮之產生為慢，由於抑制了裂縫的進行，故耐低循環疲勞特性為優異。 　　[0017] 然後發現，為了得到使變韌鐵成為主體組織之同時，使降伏強度成為130ksi(896MPa)以上且優異的耐低循環疲勞特性，必須將鋼的成分組成設定為指定的範圍，同時將殘留沃斯田鐵、麻田散鐵及變韌鐵的體積百分率設定為指定的範圍。 　　[0018] 本發明係基於上述見解而提供下述的[1]~[3]。 　　[1].一種盤管用電焊鋼管， 　　其具有如下成分組成： 　　以質量%計為含有C：超過0.10%且0.16%以下、Si：0.1%以上0.5%以下、Mn：1.6%以上2.5%以下、P：0.02%以下、S：0.005%以下、Al：0.01%以上0.07%以下、Cr：超過0.5%且1.5%以下、Cu：0.1%以上0.5%以下、Ni：0.1%以上0.3%以下、Mo：0.1%以上0.3%以下、Nb：0.01%以上0.05%以下、V：0.01%以上0.10%以下、Ti：0.005%以上0.05%以下、N：0.005%以下，且殘餘部分由Fe及不可避免的雜質構成， 　　並具有如下組織： 　　由以體積百分率計為2%以上10%以下的殘留沃斯田鐵、20%以下的麻田散鐵、與作為殘餘部分的變韌鐵構成， 　　降伏強度為896MPa以上，均勻伸長為9.0%以上。 　　[2].如前述[1]記載之盤管用電焊鋼管，其中，除了前述成分組成外，以質量%計進一步含有選自Sn：0.001%以上0.005%以下、Ca：0.001%以上0.003%以下中的1種或2種。 　　[3].一種盤管用電焊鋼管之製造方法，其係前述[1]或[2]記載之盤管用電焊鋼管之製造方法，該製造方法包含如下步驟： 　　將鋼帶以輥軋成形為管形狀並以電焊熔接後製造鋼管，將該鋼管以650℃以上850℃以下的溫度來進行加熱之步驟。 　　[0019] 尚，對本發明而言為不需要的所謂的「電焊熔接後的全管淬火處理及再加熱回火處理」，係分別指：將鋼管以全周全長之方式加熱至Ac3 點以上的溫度，使其沃斯田鐵化後，以30℃/s以上的冷卻速度進行冷卻之意思；於全管淬火處理後將鋼管以全周全長之方式加熱至500℃以上800℃以下的溫度並進行空冷之意思。與上述本發明的電焊熔接後的加熱至650℃以上850℃以下的溫度的處理為不同之處理。 　　[0020] 本發明中，「均勻伸長」能以下述方式測定：以十字頭速度10mm/min進行拉伸試驗並測定降伏後的最大荷重下的標稱變形。 　　[0021] 又，本發明中，「降伏強度」能以下述方式測定：以十字頭速度10mm/min進行拉伸試驗並測定依據API-5ST規格下0.2%耐力。 [發明的效果] 　　[0022] 藉由本發明，能以高生產性且低成本來製造降伏強度為130ksi(896MPa)以上的耐低循環疲勞特性為優異的盤管用電焊鋼管。
[實施發明之最佳形態] 　　[0024] 本發明的盤管用電焊鋼管，其具有如下成分組成：以質量%計為含有C：超過0.10%且0.16%以下、Si：0.1%以上0.5%以下、Mn：1.6%以上2.5%以下、P：0.02%以下、S：0.005%以下、Al：0.01%以上0.07%以下、Cr：超過0.5%且1.5%以下、Cu：0.1%以上0.5%以下、Ni：0.1%以上0.3%以下、Mo：0.1%以上0.3%以下、Nb：0.01%以上0.05%以下、V：0.01%以上0.10%以下、Ti：0.005%以上0.05%以下、N：0.005%以下，且殘餘部分由Fe及不可避免的雜質構成，並具有如下組織：由以體積百分率計為2%以上10%以下的殘留沃斯田鐵、20%以下的麻田散鐵、與作為殘餘部分的變韌鐵構成，降伏強度為896MPa以上，均勻伸長為9.0%以上。 　　[0025] 首先，對於本發明中限定電焊鋼管的鋼素材的成分組成之理由，說明如下。本說明書中，若未特別說明，表示鋼組成的「%」即為「質量%」。 　　[0026] C：超過0.10%且0.16%以下 　　C為使鋼強度上昇的元素，又為有助於沃斯田鐵的安定化的元素，因此為了確保所希望的強度及殘留沃斯田鐵分率，必須含有超過0.10%的C。然而，若C含量超過0.16%時，熔接性會惡化。因而，將C含量設定為超過0.10%且0.16%以下。較佳C含量為0.11%以上，較佳為0.13%以下。 　　[0027] Si：0.1%以上0.5%以下 　　Si為作為脫氧劑而產生作用之同時，有助於抑制熱軋時的銹皮(scale)之形成並降低銹剝離量的元素。為了得到如此般的效果，必須設定為含有0.1%以上的Si。另一方面，若Si含量超過0.5%時，熔接性會惡化。因而，將Si含量設定為0.1%以上0.5%以下。較佳Si含量為0.2%以上，較佳為0.4%以下。 　　[0028] Mn：1.6%以上2.5%以下 　　Mn為使鋼強度上昇的元素，又為有助於沃斯田鐵的安定化的元素，又為有助於在精軋延後的冷卻中使肥粒鐵變態延遲並形成變韌鐵主體組織的元素。為了確保所希望的強度及組織，必須設定為含有1.6%以上。然而，若Mn含量超過2.5%時，熔接性會惡化，此外，殘留沃斯田鐵分率會變高，而無法得到所希望的降伏強度。因而，將Mn含量設定為1.6%以上2.5%以下。較佳Mn含量為1.8%以上，較佳為2.1%以下。 　　[0029] P：0.02%以下 　　由於P會偏析於晶界並導致材料的不均勻，故作為不可避免的雜質以盡可能地減少為宜，但可允許0.02%左右的含量。因此，將P的含量設定為0.02%以下的範圍內。較佳P含量為0.01%以下。 　　[0030] S：0.005%以下 　　S在鋼中一般係以MnS存在著，但MnS在熱軋步驟會被軋延變薄，而對於延性造成不良影響。因而本發明以盡可能地減少為宜，但可允許0.005%左右的S含量。因此，將S含量設定為0.005%以下。較佳S含量為0.003%以下。 　　[0031] Al：0.01%以上0.07%以下 　　Al為作為強力脫氧劑而產生作用的元素，為了得到如此般的效果，必須含有0.01%以上的Al。但Al含量若超過0.07%時，鋁系夾雜物會變多，表面性狀會惡化。因此，將Al含量設定為0.01%以上0.07%以下。較佳Al含量為0.02%以上，較佳為0.05%以下。 　　[0032] Cr：超過0.5%且1.5%以下 　　Cr亦為用來賦予耐蝕性而添加的元素。又，為了提高抗回火軟化，而抑制造管後的全管熱處理時的軟化。為了得到如此般的效果，必須含有超過0.5%的Cr。然而，Cr含量若超過1.5%時，熔接性會惡化。因此，將Cr含量設定為超過0.5%且1.5%以下。較佳Cr含量為超過0.5%且1.0%以下。又較佳為Cr含量為0.8%以下。 　　[0033] Cu：0.1%以上0.5%以下 　　Cu亦與Cr為相同的，為用來賦予耐蝕性而添加的元素。為了得到如此般的效果，必須含有0.1%以上的Cu。然而，Cu含量若超過0.5%時，熔接性會惡化。因此，將Cu含量設定為0.1%以上0.5%以下。較佳Cu含量為0.2%以上，較佳為0.4%以下。 　　[0034] Ni：0.1%以上0.3%以下 　　Ni亦與Cr、Cu為相同的，為用來賦予耐蝕性而添加的元素。為了得到如此般的效果，必須含有0.1%以上的Ni。然而，Ni含量若超過0.3%時，熔接性會惡化。因此，將Ni含量設定為0.1%以上0.3%以下。較佳Ni含量為0.1%以上0.2%以下。 　　[0035] Mo：0.1%以上0.3%以下 　　由於Mo為有助於沃斯田鐵的安定化的元素，故本發明中為了確保所希望的強度及殘留沃斯田鐵分率，必須含有0.1%以上。然而，Mo含量若超過0.3%時，熔接性會惡化，此外，麻田散鐵分率會變高，而無法得到所希望的降伏強度。因而，將Mo含量設定為0.1%以上0.3%以下。較佳Mo含量為0.2%以上0.3%以下。 　　[0036] Nb：0.01%以上0.05%以下 　　Nb在熱軋中係以作為細微的NbC而析出，為有助於高強度化的元素，故為了確保所希望的強度，必須含有0.01%以上的Nb。但Nb含量若超過0.05%時，在熱軋加熱溫度下將變得難以固熔，無法進行與其含量相當的高強度化。因而，將Nb含量設定為0.01%以上0.05%以下。較佳Nb含量為0.03%以上0.05%以下。 　　[0037] V：0.01%以上0.10%以下 　　V在熱軋中係以作為細微的碳氮化物而析出，為有助於高強度化的元素，故為了確保所希望的強度，必須含有0.01%以上的V。但V含量若超過0.10%時，會形成粗大的析出物，而熔接性會降低。因而，將V含量設定為0.01%以上0.10%以下。較佳V含量為0.04%以上，較佳為0.08%以下。 　　[0038] Ti：0.005%以上0.05%以下 　　Ti係以作為TiN而析出，藉由抑制Nb與N之結合，而使析出細微的NbC。如前述般，就鋼的高強度化之觀點而言Nb為重要的元素，但Nb若與N結合時，會以Nb(CN)作為核而析出NbC，將變得無法得到高強度。為了得到如此般的效果，必須含有0.005%以上的Ti。另一方面，Ti含量若超過0.05%時，TiC的量會變多，而細微的NbC將會變少。因而，將Ti含量設定為0.005%以上0.05%以下。較佳Ti含量為0.010%以上，較佳為0.03%以下。 　　[0039] N：0.005%以下 　　N為不可避免的雜質，但若形成Nb氮化物時，細微的NbC將會變少。因而，將N的含量設定為0.005%以下的範圍內。較佳為0.003%以下。 　　[0040] 上述成分以外的殘餘部分由Fe及不可避免的雜質構成。作為不可避免的雜質，可允許為Co：0.1%以下、B：0.0005%以下。 　　[0041] 上述成分為本發明中的電焊鋼管的鋼素材的基本成分組成，除了該等成分以外，可進一步含有選自Sn：0.001%以上0.005%以下、Ca：0.001%以上0.003%以下中的1種或2種。 　　[0042] Sn：0.001%以上0.005%以下 　　為了耐蝕性，因應所需而添加Sn。為了得到如此般的效果係含有0.001%以上的Sn。但Sn含量若超過0.005%時，會產生偏析，而有引起強度偏差之情形。因而，若含有Sn時，Sn含量較佳設定為0.001%以上0.005%以下。 　　[0043] Ca：0.001%以上0.003%以下 　　Ca係藉由將在熱軋步驟中被軋延變薄的MnS等的硫化物予以球狀化，而為有助於鋼的韌性提升的元素，可因應所需來進行添加。為了得到如此般的效果係含有0.001%以上的Ca。但Ca含量若超過0.003%時，鋼中會形成Ca氧化物團簇，而韌性會有惡化之情形。因而，若含有Ca含時，將Ca含量設定為0.001%以上0.003%以下。 　　[0044] 接者，對於限定本發明的電焊鋼管的組織之理由，說明如下。 　　[0045] 本發明的電焊鋼管，具有如下組織：由以體積百分率計為2%以上10%以下的殘留沃斯田鐵、20%以下的麻田散鐵、殘餘為變韌鐵構成。 　　[0046] 之所以將組織設定為變韌鐵主體(70%以上)，係因為可得到所希望的降伏強度之故。 　　[0047] 麻田散鐵較變韌鐵為硬質，生成時會使周邊的變韌鐵導入可動插排(dislocation)，因而降低了降伏強度，使得均勻伸長提升。但體積百分率若超過20%時，則無法得到所希望的降伏強度。本發明中，麻田散鐵的體積百分率較佳為15%以下%。尚，體積百分率較佳為3%以上，體積百分率又較佳為5%以上。 　　[0048] 殘留沃斯田鐵係在材料產生頸縮為止之期間，階段性地變態成為硬質的麻田散鐵，因而降低了降伏強度，使得均勻伸長提升。為了得到如此般的效果，體積百分率必須為2%以上，進一步以平均結晶粒徑1μm以下為較佳。但體積百分率若超過10%時，則無法得到所希望的降伏強度。尚，體積百分率較佳為4%以上8%以下%。 　　[0049] 於此，殘留沃斯田鐵的體積百分率為藉由X射線繞射來測定。又，麻田散鐵及變韌鐵的體積百分率為使用掃瞄型電子顯微鏡(SEM、倍率：2000~5000倍)，由所得到的SEM圖像來測定。尚，由於難以使用SEM圖像來識別麻田散鐵與殘留沃斯田鐵，故由所得到的SEM圖像來測定觀察作為麻田散鐵或殘留沃斯田鐵的組織的面積率，將其設定為麻田散鐵或殘留沃斯田鐵的體積百分率，再由其減去殘留沃斯田鐵的體積百分率所得之值，則設定為麻田散鐵的體積百分率。又，變韌鐵的體積百分率，則以作為麻田散鐵及殘留沃斯田鐵以外的殘餘部分來算出。 　　[0050] 接者，對於本發明的電焊鋼管的製造方法，說明如下。 　　[0051] 本發明中未特別限定，例如，將具有上述化學成分的鋼胚等的鋼素材，加熱至1150℃以上1280℃以下的溫度後，將精軋延結束溫度設定為840℃以上920℃以下、捲取溫度設定為500℃以上600℃以下的條件下來施予熱軋。 　　[0052] 熱軋步驟中的加熱溫度若未達1150℃時，粗大的Nb、V碳氮化物的再熔解將變得不充分，而成為強度降低之原因。另一方面，加熱溫度若超過1280℃時，沃斯田鐵粒會粗大化，熱軋中的析出物形成位置會減少，而成為強度降低之原因。因而，熱軋步驟中的加熱溫度較佳為1150℃以上1280℃以下。 　　[0053] 精軋延結束溫度若未達840℃時，會生成軟質的肥粒鐵，而成為強度降低之原因。又，因為殘留應力而導致分條後的形狀惡化將變得顯著。另一方面，精軋延結束溫度若超過920℃時，在沃斯田鐵未再結晶域的壓下量為不足，無法得到細微的沃斯田鐵粒，析出物形成位置會減少，而成為強度降低之原因。因而，精軋延結束溫度較佳為840℃以上920℃以下。 　　[0054] 捲取溫度若未達500℃時，會抑制Nb、V析出物之生成，而成為強度降低之原因。另一方面，捲取溫度若超過600℃時，除了會生成軟質的肥粒鐵以外，亦會粗大的Nb、V析出物，而成為強度降低之原因。因而，捲取溫度較佳為500℃以上600℃以下。 　　[0055] 上述的熱軋鋼板，以除去表層的氧化銹皮之目的下，亦可進行酸洗或噴砂處理。 　　[0056] 接著，將上述的熱軋鋼板(鋼帶)予以輥軋成形、電焊熔接成為管形狀來製成鋼管，將該鋼管加熱至650℃以上850℃以下的溫度。以下將該加熱處理稱為「退火」。藉由該退火，可提升電焊熔接部的品質之同時，可增加殘留沃斯田鐵的體積百分率，並可設定為如下組織：由以體積百分率計為2%以上10%以下的殘留沃斯田鐵、20%以下的麻田散鐵、與作為殘餘部分的變韌鐵構成。 　　[0057] 退火溫度若未達650℃時，由於溫度為Ac1 點以下，因而無法得到所希望的體積百分率的殘留沃斯田鐵。另一方面，退火溫度若超過850℃時，會生成大量的沃斯田鐵，對沃斯田鐵的C濃縮為不充分之狀態冷卻時而產生麻田散鐵變態，因此無法得到所希望的體積百分率的殘留沃斯田鐵及麻田散鐵。因而，將退火溫度設定為650℃以上850℃以下。較佳為680℃以上，較佳為750℃以下。 　　[0058] 關於退火後的冷卻，為了避免波來鐵之生成，自冷卻開始溫度起至400℃為止之間的平均冷卻速度，較佳設定為10℃/s以上，例如，以水冷為宜。本發明中，在將熱軋鋼板電焊熔接並製造鋼管時，無須全管淬火處理與再加熱回火處理，可實現生產性的提升及抑制製造成本。 [實施例] 　　[0059] 以下為基於實施例，進一步對於本發明進行說明。 　　[0060] 在轉爐中熔煉具有表1所示成分組成的熔鋼，以連續鑄造法來製成鋼胚(鋼素材)。將該等加熱至1200℃後，以表1所示精軋延結束溫度及捲取溫度進行熱軋，使成為最後板厚3.3mm的熱軋鋼板。以軋延方向(以下稱為L方向)與拉伸方向呈平行之方式，自所得到的熱軋鋼板中裁切出JIS5號拉伸試片(標距50mm、平行部寬度25mm)，藉由拉伸試驗機來賦予相當於L方向造管變形的6%拉伸變形，進行30秒鐘的模擬全管加熱的退火的各種溫度加熱，進行冷卻後實施拉伸試驗。又，對於以上述條件施予熱處理後的樣品，進行組織觀察、殘留沃斯田鐵的體積百分率測定、低循環疲勞特性的評價。 　　[0061] 拉伸試驗為以十字頭速度10mm/min來進行，並依據API-5ST規格將0.2%耐力設定為降伏強度。拉伸強度係設定為降伏後的最大荷重下的標稱應力。均勻伸長係設定為降伏後的最大荷重下的標稱變形。 　　[0062] 麻田散鐵及變韌鐵的體積百分率為使用掃瞄型電子顯微鏡(SEM、倍率：2000~5000倍)，由所得到的SEM圖像來測定。尚，由於難以使用SEM圖像來識別麻田散鐵與殘留沃斯田鐵，故由所得到的SEM圖像來測定觀察作為麻田散鐵或殘留沃斯田鐵的組織的面積率，將其設定為麻田散鐵或殘留沃斯田鐵的體積百分率，再由其減去殘留沃斯田鐵的體積百分率所得之值，則設定為麻田散鐵的體積百分率。又，變韌鐵的體積百分率，則以作為麻田散鐵及殘留沃斯田鐵以外的殘餘部分來算出。又，肥粒鐵及波來鐵的體積百分率亦相同地由SEM圖像來求得。觀察用試料係以觀察面為熱軋時的軋延方向斷面之方式來進行採樣，經研磨後、硝太蝕劑(nital)來進行製作。又，組織的面積率為進行板厚1/2位置的5視野以上之觀察，將各視野所得到的值以平均值來計算得之。 　　[0063] 殘留沃斯田鐵的體積百分率測定為藉由X射線繞射來進行。測定用試料係以繞射面為板厚1/2位置之方式來進行磨削後，進行化學研磨除去表面加工層後來製作。測定時為使用Mo的Kα射線，自fcc鐵的(200)、(220)、(311)面與bcc鐵的(200)、(211)面的積分強度來求得殘留沃斯田鐵的體積百分率。 　　[0064] 尚，關於退火前的熱軋鋼板的組織，亦依據上述測定方法來測定。 　　[0065] 低循環疲勞特性係藉由拉伸疲勞試驗中直到斷裂為止的重複次數來進行評價。試片係與上述熱軋鋼板以相同的化學成分・熱軋條件下來進行熔煉・軋延而得到最後板厚15mm的熱軋鋼板，由該熱軋鋼板來製作平行部徑4.5mm、平行部長度12mm的圓棒。試驗係以變形控制下，以變形比0(脈衝)、全變形範圍2.5%來進行。 　　[0066] 表2為表示表1中的鋼No.1~22的分別的機械特性。關於降伏強度YS，將130ksi(896MPa)以上之情形判定為合格；關於拉伸疲勞試驗中直到斷裂為止的重複次數，將250次以上之情形判定為合格。又，關於均勻伸長，將9.0%以上之情形判定為合格。 　　[0067][0068][0069] 表1及表2中，No.1、4、5、9~11、20為本發明例，No.2、3、6~8、12~19、21、22為比較例。表1中，該等中的No.1~3為自相同的熱軋鋼板進行採樣而得的樣品，並以分別相異的溫度進行退火之例。本發明例之中，No.4為添加Ca之例，No.5為添加Sn及Ca之例。該等的組織皆以變韌鐵作為主體，殘留沃斯田鐵分率為2%以上10%以下、麻田散鐵分率為20%以下，均勻伸長為9.0%以上。該等的本發明例皆為：降伏強度為130ksi(896MPa)以上、拉伸疲勞試驗中直到斷裂為止的重複次數為250次以上、130ksi(896MPa)以上的降伏強度，相較於比較例展現出優異的耐低循環疲勞特性。又，本發明例中未施予全管淬火處理及再加熱回火處理は施，亦可實現生產性的提升及抑制製造成本。 　　[0070] 另一方面，比較例的No.2、3，退火溫度及退火後組織為本發明之範圍外，均勻伸長皆未達9.0%，耐低循環疲勞特性為差。No.6的Nb、V的含量為低於本發明之範圍，降伏強度無法達到130ksi。No.7的Mn、Mo的含量為低於本發明之範圍，退火後的組織為本發明之範圍外，因此降伏強度無法達到130ksi。No.8、19的C的含量為低於本發明之範圍，退火後的組織為本發明之範圍外，降伏強度無法達到130ksi，均勻伸長為未達9.0%，相較於本發明例，耐低循環疲勞特性為差。 　　[0071] No.12、13，退火溫度及退火後組織為本發明之範圍外，降伏強度皆無法達到130ksi。No.14的Mn的含量為低於本發明之範圍，退火後的組織為本發明之範圍外，降伏強度無法達到130ksi。No.15的Mo的含量為低於本發明之範圍，退火後的組織為本發明之範圍外，均勻伸長為未達9.0%，相較於本發明例，耐低循環疲勞特性為差。No.16的Nb的含量、No.17的V的含量、以及No.18的Ti的含量，皆分別低於本發明之範圍，降伏強度無法達到130ksi。No.21的Cr的含量為低於本發明之範圍，降伏強度無法達到130ksi。No.22的Ti的含量為高於本發明之範圍，降伏強度無法達到130ksi。 　　[0072] 圖1為本發明例及比較例之中，針對組織由變韌鐵主體、殘餘為麻田散鐵及殘留沃斯田鐵所構成的鋼，標繪出拉伸疲勞試驗中直到斷裂為止的重複次數對殘留沃斯田鐵分率之圖。 　　[0073] 從圖1可得知，藉由將鋼組織設定為以變韌鐵主體，並使殘留沃斯田鐵的體積百分率設定為本發明之範圍內，可大幅地提升耐低循環疲勞特性。 　　[0074] 由以上可得知，藉由將鋼組織設定為變韌鐵主體，能以高生產性且低成本來製造盤管用電焊鋼管，進一步將該鋼的組成及組織設定為本發明之範圍內，可得到130ksi(896MPa)以上的降伏強度與優異的耐低循環疲勞特性。
[0023] [圖1]圖1之曲線圖為表示殘留沃斯田鐵的體積百分率、與拉伸疲勞試驗中直到斷裂為止的重複次數之間之關係。

Claims (3)

  1. 一種盤管用電焊鋼管，其特徵在於， 　　具有如下成分組成： 　　以質量%計為含有C：超過0.10%且0.16%以下、Si：0.1%以上0.5%以下、Mn：1.6%以上2.5%以下、P：0.02%以下、S：0.005%以下、Al：0.01%以上0.07%以下、Cr：超過0.5%且1.5%以下、Cu：0.1%以上0.5%以下、Ni：0.1%以上0.3%以下、Mo：0.1%以上0.3%以下、Nb：0.01%以上0.05%以下、V：0.01%以上0.10%以下、Ti：0.005%以上0.05%以下、N：0.005%以下，且殘餘部分由Fe及不可避免的雜質構成， 　　並具有如下組織： 　　由以體積百分率計為2%以上10%以下的殘留沃斯田鐵、20%以下的麻田散鐵、與作為殘餘部分的變韌鐵構成， 　　降伏強度為896MPa以上，均勻伸長為9.0%以上。
  2. 如請求項1之盤管用電焊鋼管，其中，除了前述成分組成外，以質量%計進一步含有選自 　　Sn：0.001%以上0.005%以下、 　　Ca：0.001%以上0.003%以下 　　中的1種或2種。
  3. 一種盤管用電焊鋼管之製造方法，其係請求項1或2記載之盤管用電焊鋼管之製造方法，該製造方法包含如下步驟： 　　將鋼帶以輥軋成形為管形狀並以電焊熔接後製造鋼管，將該鋼管以650℃以上850℃以下的溫度來進行加熱之步驟。
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