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TW202146674A - 電焊鋼管及其製造方法 - Google Patents

電焊鋼管及其製造方法 Download PDF

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Abstract

本發明之目的，係提供：具有高強度且韌性及耐挫曲性皆優異之電焊鋼管及其製造方法。 本發明之電焊鋼管，係具有母材部與電縫焊接部，母材部的組成分，以質量％計，係含有既定量的C、Si、Mn、P、S、Al、N、Nb、V、Ti，其餘部分是Fe以及不可避免的雜質，位於母材部的厚度中央處的鋼組織，以體積百分率計，肥粒體與變韌鐵的合計佔70％以上，其餘部分則是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵所選出的一種或兩種以上所組成的；平均結晶粒徑是7.0 μm以下；差排密度是1.0×1014 m-2 ～6.0×1015 m-2 ；在管內外表面之管軸方向的殘留應力的大小是150 MPa以下。

Description

電焊鋼管及其製造方法
本發明係關於：很適合使用於土木建築構造物、輸送管等之電焊鋼管及其製造方法。
在製造電焊鋼管時，係將捲成捲材狀的熱軋鋼板(鋼帶)連續地釋出的同時，實施室溫冷軋滾壓成形來做成圓筒狀的未密封管，然後先將該未密封管在圓周方向上的對接部利用高頻電阻加熱方式予以熔融化，再利用擠壓輥來將兩個對接部進行擠壓對接而壓合在一起之後，實施電縫焊接，然後利用定徑輥將其縮小直徑至既定的外徑而做成電焊鋼管。
如上所述，電焊鋼管，因為是在室溫下所進行的連續造管，所以是有：生產性佳和形狀精度良好之優點。然而，因為在造管過程中會產生加工硬化，因此若與作為鋼管素材的熱軋鋼板相較，係有：在鋼管長軸方向上的降伏比較高，且鋼管在彎折變形時的變形能(延展性)較低之缺點。
此外，電焊鋼管的管壁厚度愈大，在造管過程中所產生的加工硬化也就愈大，因此，造管後的降伏比將會變高，變形能(延展性)將會降低。
因此，很難將厚壁電焊鋼管適用在輸送管、建築物的柱材之類的基於耐震性等的觀點考量之對於耐挫曲性的要求很高的大型構造物。
例如：專利文獻1所揭示的輸送管用電焊鋼管的特徵為：降低Nb含量，並且將在成形過程中所導入的差排利用碳原子團簇、細微碳化物、以及Nb碳化物來予以固定。
又，專利文獻2所揭示的輸送管用電焊鋼管，由肥粒體所組成的第一相的面積百分率佔60～98%，其餘部分也就是第二相是含有回火變韌鐵。
然而，專利文獻1及2所揭示的電焊鋼管，是在造管後，利用回火處理來降低降伏比。但是，尤其是在鋼板厚度為17mm以上的情況下，將會因為造管後的降伏比變得太高，即使實施回火處理之後，還是會有未能充分地降低降伏比的問題。此外，這些電焊鋼管如果只有實施回火處理的話，在拉伸試驗時將會發生降伏伸長現象，因而很容易產生局部變形，難以適用於需要具備上述那種耐挫曲性的構造物。 [先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特許第6052374號 [專利文獻2]國際公開公報第2017/163987號 [非專利文獻]
[非專利文獻1]T.Ungar and A.Borbely: Appl. Phys. Lett., 69(1996), 3173. [非專利文獻2] M. Kumagai, M. Imafuku, S. Ohya:ISIJ International, Vol. 54 (2014) No.1, p.206.
[發明所欲解決之問題]
本發明係有鑒於上述情事而開發完成的，其目的是要提供：很適合用來作為輸送管、建築物的柱材等的大型構造物之具有高強度且韌性及耐挫曲性皆優異之電焊鋼管及其製造方法。
此外，在本發明中所稱的「高強度」，係指：依據日本工業規格JIS Z 2241規定的方法來實施的拉伸試驗時，所測定到的降伏應力YS(MPa)是450 MPa以上，更好是460 MPa以上。此外，在本發明中所稱的「韌性優異」，係指：依據日本工業規格JIS Z 2242規定的方法來實施-40℃的夏比衝擊試驗時，所測定到的衝擊吸收能是70J以上，更好是150J以上。此外，在本發明中所稱的「耐挫曲性優異」，係指：在進行鋼管的軸壓縮試驗時的開始挫曲變形εc(%)是符合數式(1)的關係。 εc≧40×t/D ・・・數式(1) 此處，在數式(1)中的D係表示外徑(mm)、t係表示鋼管厚度(mm)。開始挫曲變形εc(%)，係指：在鋼管的兩端安裝耐壓板，利用大型壓縮試驗裝置來進行軸壓縮試驗，壓縮負荷趨於最大時的變形量(%)。 [解決問題之技術手段]
本發明人等經過努力檢討之結果，找到了一種創見，就是：為了要符合本發明所期望之耐挫曲性的要求，必須將電焊鋼管之管軸方向的降伏比(=降伏應力/拉伸強度×100)設定在85%以下，並且將鋼管內外表面之管軸方向的壓縮殘留應力的大小設定在150 MPa以下。亦即，藉由降低降伏比來提高變形能(延展性)，並且減少有助於壓縮變形的壓縮殘留應力，如此一來，就可以提高耐挫曲性。
更進一步地努力檢討之結果，也找到了一種創見，就是：在電焊鋼管的造管後，藉由實施回火處理，來使得造管時被導入的差排回復原狀，而能夠同時地降低降伏比以及壓縮殘留應力。然而，如果只有實施回火處理的話，降伏點將會出現，因此降伏比的降低量很少，反而會發生降伏伸長現象，因而很容易產生局部變形，所以反而會導致耐挫曲性變差。
因此，更進一步地努力檢討之結果，又找到一種新的創見，就是：在實施回火處理之後，再實施適度地控制了縮徑的比率之定徑加工，來導入可動差排，即可除去降伏點而大幅地降低降伏比，並且也可以提高耐挫曲性。
本發明是基於以上的這些創見而開發完成的，本發明的要旨如下列的[1]～[5]所述。 [1] 一種電焊鋼管，其係具有：母材部與電縫焊接部之電焊鋼管， 該母材部的組成分以質量%計，係含有： C：0.040%以上且0.50%以下、 Si：0.02%以上且2.0%以下、 Mn：0.40%以上且3.0%以下、 P：0.10%以下、 S：0.050%以下、 Al：0.005%以上且0.10%以下、 N：0.010%以下、 Nb：0.002%以上且0.15%以下、 V：0.002%以上且0.15%以下、 Ti：0.002%以上且0.15%以下、 Nb+V+Ti：0.010%以上且0.20%以下、以及 其餘部分係由Fe及不可避免的雜質所組成的； 前述母材部之厚度中央處的鋼組織以體積百分率計，肥粒鐵及變韌鐵的合計是70%以上，其餘部分係由從波來鐵、麻田散鐵和沃斯田鐵選出的一種或兩種以上所組成的； 前述鋼組織的平均結晶粒徑是7.0μm以下；且 差排密度是1.0×1014 m-2 ～6.0×1015 m-2 ；並且 在管內外表面之管軸方向的殘留應力的大小是150 MPa以下。 [2] 如[1]所述之電焊鋼管，以質量%計，除了前述組成分之外，還含有從： Cu：0.01%以上且1.0%以下、 Ni：0.01%以上且1.0%以下、 Cr：0.01%以上且1.0%以下、 Mo：0.01%以上且1.0%以下、 Ca：0.0005%以上且0.010%以下、以及 B：0.0003%以上且0.010%以下 之中所選出的一種或兩種以上。 [3] 如[1]或[2]所述之電焊鋼管，其中，前述鋼組織以體積百分率計，變韌鐵是90%以上。 [4] 如[1]或[2]或[3]所述之電焊鋼管，其鋼管厚度是17mm以上且30mm以下。 [5] 一種電焊鋼管之製造方法，其係用來製造前述[1]至[4]之任一項所述的電焊鋼管之製造方法，係包含： 先將鋼素材加熱到1100℃以上且1300℃以下的加熱溫度之後； 再以溫度950℃以下的合計軋縮率為60%以上的條件，來實施熱軋之熱軋工序； 在該熱軋工序之後，以板厚中心溫度為準，以平均冷卻速度為10℃/秒以上且40℃/秒以下、以及冷卻停止溫度為400℃以上且650℃以下的條件來進行冷卻處理之冷卻工序； 在該冷卻工序之後，以溫度為400℃以上且650℃以下的條件來進行捲取而做成熱軋鋼板之捲取工序； 接下來，利用常溫滾壓成形加工來將前述熱軋鋼板成形為圓筒狀之後，實施電縫焊接而做成鋼管素材之造管工序； 在該造管工序之後，將前述鋼管素材在500℃以上且700℃以下的條件來進行10秒以上且1000秒以下的加熱之回火工序；以及 在該回火工序之後，再以可使得鋼管的周長的減少比率為0.50%以上且4.0%以下的方式，來對於前述鋼管素材進行縮徑加工而做成電焊鋼管之定徑工序。 [發明之效果]
根據本發明，係可提供：具有高強度且韌性及耐挫曲性皆優異的電焊鋼管及其製造方法。
本發明之電焊鋼管的特徵為：其母材部的組成分，以質量%計，係含有：C：0.040%以上且0.50%以下、Si：0.02%以上且2.0%以下、Mn：0.40%以上且3.0%以下、P：0.10%以下、S：0.050%以下、Al：0.005%以上且0.10%以下、N：0.010%以下、Nb：0.002%以上且0.15%以下、V：0.002%以上且0.15%以下、Ti：0.002%以上且0.15%以下、Nb+V+Ti：0.010%以上且0.20%以下、以及其餘部分係由Fe及不可避免的雜質所組成的； 前述母材部之厚度中央處的鋼組織以體積百分率計，肥粒鐵及變韌鐵的合計是70%以上，其餘部分係由從波來鐵、麻田散鐵和沃斯田鐵選出的一種或兩種以上所組成的；前述鋼組織的平均結晶粒徑是7.0μm以下；且差排密度是1.0×1014 m-2 ～6.0×1015 m-2 ；並且在管內外表面之管軸方向的殘留應力的大小是150 MPa以下。
茲說明本發明之電焊鋼管及其製造方法如下。
首先，說明為何要限定本發明之電焊鋼管的組成分之理由。此外，在本說明書中，如果沒有特別聲明的話，用來表示鋼的組成分的「%」都是「質量%」。此外，亦可將下列的組成分稱為本發明之電焊鋼管的母材部的組成分。
C：0.040%以上且0.50%以下 C是可藉由固溶強化來提高鋼的強度之元素。此外，C可促進波來鐵的生成，提高淬火硬化性而有助於麻田散鐵的生成，也有助於沃斯田鐵的穩定化，因此也是有助於形成硬質相的元素。為了確保本發明所期望的強度及降伏比，C含量必須是在0.040%以上。然而，C含量超過0.50%的話，硬質相的比率過高而會導致韌性變差，而且焊接性也會惡化。因此，將C含量設定為0.040%以上且在0.50%以下。C含量是在0.050%以上且在0.30%以下為宜。更好是超過0.06%且在0.25%以下。
Si：0.02%以上且2.0%以下 Si是可藉由固溶強化來提高鋼的強度之元素。為了獲得這種效果，將Si含量設定在0.02%以上。但是，Si含量超過2.0%的話，很容易在電縫焊接部產生氧化物，焊接部的特性將會變差。此外，也會導致電縫焊接部以外的母材部的降伏比變高，而使得韌性變差。因此，將Si含量設定在0.02%以上且2.0%以下。Si含量是在0.03%以上且在1.0%以下為宜。更好是在0.05%以上且在0.50%以下。Si含量特優是在0.10%以上且在0.5%以下。
Mn：0.40%以上且3.0%以下 Mn是可藉由固溶強化來提高鋼的強度之元素。此外，Mn是可降低肥粒鐵開始變態的溫度而有助於組織的細微化之元素。為了確保本發明所期望的強度及組織，Mn含量必須是0.40%以上。然而，Mn含量超過3.0%的話，很容易在電縫焊接部產生氧化物，焊接部的特性將會變差。而且因為固溶強化及組織的細微化，使得降伏應力變高，而無法獲得所期望的降伏比。因此，將Mn含量設定在0.40%以上且3.0%以下。Mn含量是在0.50%以上且在2.5%以下為宜。更好是在0.60%以上且在2.0%以下。
P：0.10%以下 P是會偏析於晶粒邊界而導致材料的不均質，作為不可避免的雜質的話是儘量減少其含量為宜，但是如果含量是在0.10%以下的話，則可以容許。因此，將P含量設定在0.10%以下的範圍內。P含量是在0.050%以下為宜，更好是在0.030%以下。此外，P含量的下限雖然沒有特別規定，但是過度的減少P含量，將會導致製煉的成本上漲，因此，將P含量設定在0.002%以上為宜。
S：0.050%以下 S在鋼中，通常是以MnS的形態存在，但是MnS在熱軋工序時被延伸成很薄，而對於延性造成不良影響。因此，在本發明中，係將S含量儘量減少為宜，但是如果S含量是0.050%以下的話，則可以容許。因此，將S含量設定在0.050%以下。S含量是在0.020%以下為宜，更好是在0.010%以下。此外，S含量的下限雖然沒有特別規定，但是過度的減少S含量，將會導致製煉的成本上漲，因此，將S含量設定在0.0002%以上為宜。
Al：0.005%以上且0.10%以下 Al係可發揮強力的脫氧劑的作用的元素。為了獲得這種效果，Al含量必須設定在0.005%以上。但是，Al含量若超過0.10%的話，焊接性將會惡化，並且氧化鋁系的夾雜物變多，導致表面的性狀惡化。而且焊接部的韌性也下降。因此，將Al含量設定在0.005%以上且在0.10%以下。Al含量是在0.010%以上且在0.080%以下為宜。更好是在0.015%以上且在0.070%以下。
N：0.010%以下 N係不可避免的雜質，其可將差排的運動予以牢牢地黏固而是具有降低靭性的作用之元素。在本發明中，N是雜質而是儘量地降低N含量為宜，但可容許N含量最高是0.010%。因此，將N含量設定在0.010%以下。N含量在0.0080%以下更好。
Nb：0.002%以上且0.15%以下 Nb會在鋼中形成細微的碳化物、氮化物而是有助於提昇鋼的強度，並且可以抑制熱軋過程中之沃斯田鐵的粗大化，而是有助於組織的細微化之元素。為了獲得上述的效果而含有Nb的話，必須將Nb含量設定在0.002%以上。但是，Nb含量若超過0.15%的話，降伏比將會變高而導致韌性降低。因此，如果想要含有Nb的話，要將Nb含量設定在0.002%以上且0.15%以下。將Nb含量設定在0.005%以上且在0.13%以下為宜。更好是在0.010%以上且在0.10%以下。
V：0.002%以上且0.15%以下 V會在鋼中形成細微的碳化物、氮化物而是有助於提昇鋼的強度之元素。為了獲得上述的效果而含有V的話，必須將V含量設定在0.002%以上。但是，V含量若超過0.15%的話，降伏比將會變高而導致韌性降低。因此，如果想要含有V的話，要將V含量設定在0.002%以上且0.15%以下。將V含量設定在0.005%以上且在0.13%以下為宜。更好是在0.010%以上且在0.10%以下。
Ti：0.002%以上且0.15%以下 Ti會在鋼中形成細微的碳化物、氮化物而是有助於提昇鋼的強度之元素，並且因為與N的親和性很高，所以也是有助於減少鋼中的固溶N之元素。為了獲得上述的效果而含有Ti的話，必須將Ti含量設定在0.002%以上。但是，Ti含量若超過0.15%的話，降伏比將會變高而導致韌性降低。因此，如果想要含有Ti的話，要將Ti含量設定在0.002%以上且0.15%以下。將Ti含量設定在0.005%以上且在0.13%以下為宜。更好是在0.010%以上且在0.10%以下。
Nb+V+Ti：0.010%以上且0.20%以下 如上所述，Nb、V、Ti都是會在鋼中形成細微的碳化物、氮化物而有助於提昇鋼的強度之元素，為了獲得上述的效果，係將Nb、V、Ti的含量分別設定在上述的範圍內，除此之外，也將Nb、V以及Ti的合計含量也就是(Nb+V+Ti的合計含量)設定在0.010%以上。但是，(Nb+V+Ti的合計含量)超過0.20%的話，降伏比將會變高而導致韌性降低。因此，乃將(Nb+V+Ti的合計含量)設定在0.010%以上且0.20%以下來含有Nb、V和Ti。將(Nb+V+Ti的合計含量)設定在0.020%以上且在0.15%以下為宜。更好是在0.040%以上且在0.13%以下。
其餘部分是Fe以及不可避免的雜質。但是，作為不可避免的雜質之O的含量，若是在0.0050%以下的話也是無妨。此處所稱的O，係指：包含氧化物的O在內的總含氧量之意。
上述的成分是本發明的電焊鋼管的基本組成分。此外，亦可因應必要又含有從下列的元素所選出的一種或兩種以上。 Cu：0.01%以上且1.0%以下、Ni：0.01%以上且1.0%以下、Cr：0.01%以上且1.0%以下、Mo：0.01%以上且1.0%以下、Ca：0.0005%以上且0.010%以下、以及B：0.0003%以上且0.010%以下。
Cu：0.01%以上且1.0%以下 Cu是可藉由固溶強化來提昇鋼的強度之元素，可因應需求來含有Cu。為了要獲得上述的效果而含有Cu的話，是將Cu含量設定在0.01%以上為宜。另一方面，若Cu含量超過1.0%的話，會有導致韌性降低及焊接性惡化之虞慮。因此，想要含有Cu的話，是將Cu含量設定在0.01%以上且1.0%以下為宜。更好是將Cu含量設定在0.05%以上且在0.70%以下。更優是將Cu含量設定在0.10%以上且在0.50%以下。
Ni：0.01%以上且1.0%以下 Ni是可藉由固溶強化來提昇鋼的強度之元素，可因應需求來含有Ni。為了要獲得上述的效果而含有Ni的話，是將Ni含量設定在0.01%以上為宜。另一方面，若Ni含量超過1.0%的話，會有導致韌性降低及焊接性惡化之虞慮。因此，想要含有Ni的話，是將Ni含量設定在0.01%以上且1.0%以下為宜。更好是將Ni含量設定在0.10%以上且在0.70%以下。更優是將Ni含量設定在0.10%以上且在0.50%以下。
Cr：0.01%以上且1.0%以下 Cr是可提昇鋼的淬火硬化性和提昇鋼的強度之元素，可因應必要來含有Cr。為了獲得上述的效果而含有Cr的話，係將Cr含量設定在0.01%以上為宜。另一方面，若Cr含量超過1.0%的話，都有導致韌性降低及焊接性惡化之虞慮。因此，想要含有Cr的話，是將Cr含量設定在1.0%以下為宜。是以，想要含有Cr的話，是將Cr含量設定在0.01%以上且1.0%以下為宜。又，更好的Cr含量是在0.05%以上且在0.70%以下。更優的Cr含量是在0.10%以上且在0.50%以下。
Mo：0.01%以上且1.0%以下 Mo是可提昇鋼的淬火硬化性和提昇鋼的強度之元素，可因應必要來含有Mo。為了獲得上述的效果而含有Mo的話，係將Mo含量設定在0.01%以上為宜。另一方面，若Mo含量超過1.0%的話，都有導致韌性降低及焊接性惡化之虞慮。因此，想要含有Mo的話，是將Mo含量設定在1.0%以下為宜。是以，想要含有Mo的話，是將Mo含量設定在0.01%以上且1.0%以下為宜。又，更好的Mo含量是在0.05%以上且在0.70%以下。更優的Mo含量是在0.10%以上且在0.50%以下。
Ca：0.0005%以上且0.010%以下 Ca係可將在熱軋工序中被延伸成很薄的MnS之類的硫化物予以球狀化，因此係有助於提昇鋼的韌性之元素，可因應必要來含有Ca。為了獲得上述效果而含有Ca的話，係將Ca含量設定在0.0005%以上為宜。但是，Ca含量若超過0.010%的話，會在鋼中形成Ca氧化物的群聚而導致韌性惡化。因此，如果想要含有Ca的話，係將Ca含量設定在0.0005%以上且0.010%以下為宜。又，Ca含量更好是在0.0008%以上且在0.008%以下。更優是在0.0010%以上且在0.0060%以下。
B：0.0003%以上且0.010%以下 B係可降低肥粒鐵變態開始溫度，因而是有助於組織的細微化之元素，可因應必要而含有B。為了獲得上述效果而含有B的話，係將B含量設定在0.0003%以上為宜。但是，B含量若超過0.010%的話，降伏比會上昇而導致韌性惡化。因此，若想含有B的話，係將B含量設定在0.0003%以上且0.010%以下為宜。又，更好的B含量是在0.0005%以上且在0.0050%以下。更優的B含量是在0.0008%以上且在0.0030%以下，且最優是在0.0020%以下。
其次，說明限定本發明的電焊鋼管的鋼組織之理由。
本發明的電焊鋼管之母材部之板厚度中央處的鋼組織，平均結晶粒徑是7.0 μm以下，差排密度是1.0×1014 m-2 以上且6.0×1015 m-2 以下。
本發明中所稱的平均結晶粒徑，係將受到相鄰的結晶的方位差為15˚以上的邊界所圍繞的領域視為結晶粒(結晶粒界)時之該結晶粒的平均圓當量直徑。此處所稱的圓當量直徑(結晶粒徑)，係與對象結晶粒的面積相同面積之圓的直徑。
平均結晶粒徑：7.0μm以下 結晶粒之平均結晶粒徑超過7.0μm的話，組織不夠細微，因而無法獲得所期望的韌性。所以，在本發明中，係將結晶粒之平均結晶粒徑設定在7.0μm以下。結晶粒的平均結晶粒徑是6.0μm以下更好。
差排密度：1.0×1014 m-2 以上且6.0×1015 m-2 以下 如果差排密度低於1.0×1014 m-2 的話，在回火處理後之常溫下的定徑加工量很小，所以無法充分地除去降伏點，很容易產生局部變形而使得耐挫曲性能變差。另一方面，如果差排密度超過6.0×1015 m-2 的話，藉由實施回火處理所獲得之差排的回復不夠充分，或者回火處理後之常溫下的定徑加工量太大，因而導致降伏比太高而使得變形性能變差，耐挫曲性能也變差。而且韌性也變差。 因此，在本發明中，係將差排密度設定在：1.0×1014 m-2 以上且6.0×1015 m-2 以下。更好是設定在：3.0×1014 m-2 以上且2.0×1015 m-2 以下。 差排密度是可藉由：先對於鋼管長軸方向的垂直剖面實施100μm的電解研磨之後，再針對鋼板厚度中央部進行X射線繞射，然後，由其結果利用modified Williamson-Hall法以及modified Warren-Averbach法(請參考非專利文獻1、2)來求得。X射線發射源是採用CuKα射線。而且可以獲得45 kV的射線管電壓以及200 mA的射線管電流。此外，卜格式差排向量b，係可使用：bcc鐵的滑動方向也就是在＜111＞的原子間距離之0.248×10-9 m。
此外，上述的鋼組織，以體積百分率計，肥粒體與變韌鐵的合計佔70%以上，其餘部分則是從波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵所選出的一種或兩種以上所組成的。
肥粒鐵與變韌鐵合計的體積百分率：70%以上 肥粒鐵是軟質組織，而變韌鐵則是較之肥粒鐵更硬質，又較之波來鐵、麻田散鐵以及沃斯田鐵更軟質，且韌性優異的組織。在肥粒鐵與變韌鐵中混入硬質的組織的話，降伏比會降低而可提高變形性能，但在另一方面，導因於硬度差所致的應力集中將會使得界面容易成為破壞的起點，而使得韌性變差。因此，乃將肥粒體與變韌鐵合計的體積百分率設定在70%以上。更好是設定在80%以上。更優是將變韌鐵的體積百分率設定在90%以上。
沃斯田鐵以外之上述的各種組織，係以沃斯田鐵粒界或沃斯田鐵粒內的變形帶作為核生成部位。在進行熱軋時，藉由增大難以產生沃斯田鐵的再結晶之低溫時的軋縮量，可將大量的差排導入沃斯田鐵內而將沃斯田鐵細微化，並且可將大量的變形帶導入沃斯田鐵粒內。如此一來，核生成部位的面積會增加而導致核生成次數增多，能夠將鋼組織予以細微化。
本發明在以鋼板厚度中央為中心沿著鋼板厚度方向±1.0 mm的範圍內，只要有上述鋼組織存在的話，同樣地可以獲得上述的效果。因此，本發明中所稱的「鋼板厚度中央處的鋼組織」，係意味著：在以鋼板厚度中央為中心沿著鋼板厚度方向±1.0 mm的範圍內都存在著上述的鋼組織。
要進行鋼組織的觀察時，首先從鋼管採取出組織觀察用的試驗片，並且這個試驗片的觀察面必須是位於鋼管長軸方向的垂直剖面上且又位於鋼板厚度中央處，採取出來且進行研磨之後，以硝酸蝕刻液進行腐蝕。組織觀察，係使用光學顯微鏡(倍率：1000倍)或掃描型電子顯微鏡(SEM；倍率：1000倍)來觀察位於從鋼板厚度中央處的組織，並且進行照相。從所取得的光學顯微鏡影像及掃描型電子顯微鏡(SEM)影像計算出變韌鐵以及其餘部分(肥粒鐵、波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵)的面積百分率。先進行觀察五個視野以上，再計算出各視野所獲得的數值的平均值來作為各組織的面積百分率。此處，係將組織觀察所獲得的面積百分率當作各組織之體積百分率。 此處的肥粒鐵是因為擴散變態而生成的生成物，是呈差排密度很低之幾乎回復成原狀的組織。多角形肥粒鐵以及擬多角形肥粒鐵也包含在這個肥粒鐵組織內。 變韌鐵是差排密度很高之呈板條狀之肥粒鐵與雪明鐵的複相組織。 波來鐵是鐵與鐵碳化物的共析組織(肥粒鐵+雪明鐵)，是線狀的肥粒鐵與雪明鐵交替排列之呈疊層狀的組織。 麻田散鐵是差排密度非常高之板條狀的低溫變態組織。在SEM影像中，是呈現出較之肥粒鐵和變韌鐵更亮的對比。 此外，在光學顯微鏡影像以及SEM影像中，難以辨識出麻田散鐵與沃斯田鐵，因此，先從所取得的SEM影像測定出被視為麻田散鐵或沃斯田鐵之組織的面積百分率，然後再將減去依據後述的方法所測定出來之沃斯田鐵的體積百分率之後的數值，當作麻田散鐵的體積百分率。 沃斯田鐵之體積百分率的測定，是利用X射線繞射來進行的。先以將鋼板厚度中央處的組織作為X射線繞射面的方式採取出試驗片，進行研削後，利用化學研磨除去表面加工層而製作成觀察用的試驗片。測定時，係使用Mo之Kα射線，並且從fcc鐵之(200)、(220)、(311)面與bcc鐵之(200)、(211)面的積分強度計算出沃斯田鐵的體積百分率。
上述之平均結晶粒徑的測定，是先使用SEM/EBSD法來計算出粒徑分布的柱狀圖(亦即，橫軸表示粒徑，縱軸表示各粒徑的存在比率之統計圖)，然後計算出粒徑的算術平均值，將其作為平均結晶粒徑。 所設定之測定條件如下：加速電壓是15 kV；測定領域是500 μm×500 μm；測定步距(測定分解能)是0.5 μm。此外，在進行結晶粒徑解析時，將結晶粒徑為2.0 μm以下者視為測定雜訊，予以從解析對象中除外。
管內外表面在管軸方向上之壓縮殘留應力的大小：150 MPa以下。 其次，說明為何要限定本發明之電焊鋼管的壓縮殘留應力的大小之理由。 本發明之電焊鋼管，在其內外表面之於管軸方向上之壓縮殘留應力的大小是150 MPa以下。 鋼管之壓縮殘留應力超過150 MPa的話，對於軸方向的壓縮變形、或對於彎折變形時之位於彎折內側的壓縮變形的剛性會降低，而容易發生挫曲。因此，乃將鋼管內外表面之在管軸方向上的壓縮殘留應力的大小設定在150 MPa以下。更好是在100 MPa以下。 殘留應力的測定，先將電焊鋼管的長度中央部之內外表面都分別實施了100 μm厚度的電解研磨之後，針對於該研磨面利用X射線繞射法來進行測定。X射線源是使用CrKα射線；射線管電壓設定為30 kV；射線管電流設定為1.0 mA；利用cosα法來進行測定，測定格子面是選定(211)面。 進行測定殘留應力方向是管軸方向，針對於電縫焊接部和以電縫焊接部為基準之在鋼管圓周方向上30度間隔的各位置(12個地方)的鋼管內外表面處，每一支電焊鋼管進行了24個地方的測定。再從這24個地方的測定結果找出壓縮殘留應力的大小之最大值，將這個最大值作為上述之本發明中的壓縮殘留應力的大小。
其次，說明本發明的其中一種實施方式之電焊鋼管的製造方法。
本發明之電焊鋼管的製造方法的特徵為例如：先將具有上述組成分的鋼素材加熱到1100℃以上且1300℃以下的加熱溫度之後，再以溫度950℃以下的合計軋縮率為60%以上的條件，來實施熱軋處理(熱軋工序)；接下來，以鋼板厚度中心溫度為準，以平均冷卻速度為10℃/秒以上且40℃/秒以下、以及冷卻停止溫度為400℃以上且650℃以下的條件來進行冷卻處理(冷卻工序)；接下來，以溫度為400℃以上且650℃以下的條件來進行捲取而做成熱軋鋼板(捲取工序)；接下來，利用常溫滾壓成形加工來將前述熱軋鋼板成形為圓筒狀之後，實施電縫焊接而做成鋼管素材(造管工序)；接下來，將上述鋼管素材以溫度為500℃以上且700℃以下的條件來進行10秒以上且1000秒以下的加熱(回火工序)；然後，在定徑工序中，是以可使得鋼管周長是按照0.50%以上且4.0%以下的比率遞減的方式，來進行縮徑加工而製得電焊鋼管。
此外，在以下的製造方法的說明中，關於溫度「℃」的表示，如果沒有做特別聲明的話，都是表示鋼素材、鋼板(熱軋鋼板)、鋼管素材的表面溫度。這些表面溫度係可利用幅射熱溫度計等來進行測定。又，鋼板厚度中心的溫度，係可以利用熱傳導解析方法來計算出鋼板剖面內的溫度分布，再將其結果利用鋼板的表面溫度進行修正而求得。又，所稱的「熱軋鋼板」係包含：熱軋鋼板和熱軋鋼帶。
本發明中之鋼素材(鋼胚料)的熔製方法，並未特別地限定，係可採用轉爐、電爐、真空熔解爐等之習知的熔製方法。鑄造方法也未特別地限定，係可採用連續鑄造法等之習知的鑄造方法來製造成所期望的尺寸。此外，亦可採用造塊暨分塊輥軋法來取代連續鑄造法。亦可針對於熔鋼又實施了盛鋼桶精煉等的二次精煉。
接下來，將所製得的鋼素材(鋼胚料)加熱到1100℃以上且1300℃以下的加熱溫度之後，再以溫度950℃以下的合計軋縮率為60%以上的條件實施熱軋處理(熱軋工序)。
熱軋工序 加熱溫度：1100℃以上且1300℃以下 加熱溫度若低於1100℃的話，被輥軋材的變形阻力變得太大而難以進行輥軋。另一方面，加熱溫度超過1300℃的話，沃斯田鐵粒將會變得粗大化，在後續的輥軋(粗軋、精軋)中將無法獲得細微的沃斯田鐵粒，而難以確保本發明所期望之電焊鋼管之鋼組織的平均結晶粒徑。因此，將熱軋工序時的加熱溫度設定在1100℃以上且在1300℃以下。更好是在1120℃以上且在1280℃以下。
此外，本發明除了可以採用：先製造出鋼胚料(鋼胚)之後，一旦先讓鋼胚料冷卻至室溫，然後再度進行加熱之習知的製造方法之外，也可以採用：不必讓鋼胚料冷卻至室溫，保持熱鋼胚料的狀態直接送入加熱爐，或者僅做稍微的保持熱度處理之後隨即進行輥軋工序，也就是說，本發明也可以採用這種直接進行輥軋的節省能源的製程。
粗軋結束溫度是設定在850℃以上且1150℃以下為宜。粗軋結束溫度若低於850℃的話，在後續的精軋工序中，鋼板表面溫度將會掉到肥粒鐵變態開始溫度以下，因而生成大量的加工肥粒鐵，導致降伏比上昇。其結果，即使在造管後實施回火處理，也無法充分地使得差排復原，依舊維持在高降伏比的狀態。另一方面，粗軋結束溫度若超過1150℃的話，在沃斯田鐵未再結晶溫度域的軋縮量將會不足，因而無法獲得細微的沃斯田鐵粒。其結果，將會難以確保本發明所期望的電焊鋼管之鋼組織的平均結晶粒徑，韌性會降低。因此，粗軋結束溫度，更好是設定在860℃以上且在1000℃以下。
溫度950℃以下的合計軋縮率為60%以上 在本發明中，係藉由在熱軋工序時將沃斯田鐵中的次晶粒予以細微化，來將在後續的冷卻工序、捲取工序時所生成的肥粒鐵、變韌鐵以及其餘部分組織予以細微化，因而能夠獲得具有所期望的強度及韌性之電焊鋼管的鋼組織。為了在熱軋工序中，將沃斯田鐵中的次晶粒予以細微化，必須提高在沃斯田鐵未再結晶溫度域中的軋縮率，來導入充分量的加工變形。為了達成這種效果，在本發明中，係將溫度950℃以下的合計軋縮率設定在60%以上。
溫度950℃以下的合計軋縮率若低於60%的話，在熱軋工序中將會無法導入充分量的加工變形，因此，無法獲得具有本發明所期望的平均結晶粒徑之組織。溫度950℃以下的合計軋縮率是在65%以上更好。雖然並未特別地規定其上限，但是，若超過80%的話，相對於軋縮率的上昇所產生之提高韌性的效果將會變小，只會增大設備負荷而已，並無助益。因此，將溫度950℃以下的合計軋縮率設定在80%以下為宜。更好是設定在75%以下。
上述之溫度950℃以下的合計軋縮率，係指：在950℃以下的溫度範圍內之各種輥軋道次(pass)之軋縮率的合計。
精軋開始溫度是設定在800℃以上且950℃以下為宜。精軋開始溫度低於800℃的話，在進行精軋過程中，鋼板表面溫度將會掉到肥粒鐵變態開始溫度以下，因而生成大量的加工肥粒鐵，導致降伏比上昇。其結果，即使在造管後實施回火處理，也無法充分地使得差排復原，依舊維持在高降伏比的狀態。另一方面，精軋開始溫度超過950℃的話，沃斯田鐵會變粗大化，而且無法將充分量的變形帶導入沃斯田鐵中，因此無法獲得本發明所期望之鋼組織的平均結晶粒徑。其結果，難以確保本發明所期望之電焊鋼管的鋼組織的平均結晶粒徑，韌性會降低。精軋開始溫度，更好是設定在820℃以上且930℃以下。
精軋結束溫度是設定在750℃以上且850℃以下為宜。精軋結束溫度低於750℃的話，在進行精軋過程中，鋼板表面溫度將會掉到肥粒鐵變態開始溫度以下，因而生成大量的加工肥粒鐵，導致降伏比上昇。其結果，即使在造管後實施回火處理，也無法充分地使得差排復原，依舊維持在高降伏比的狀態。另一方面，精軋結束溫度超過850℃的話，在沃斯田鐵未再結晶溫度域內的軋縮量不足，而無法獲得細微的沃斯田鐵粒。其結果，難以確保本發明所期望之電焊鋼管的鋼組織的平均結晶粒徑。其結果，將會難以確保本發明所期望之電焊鋼管的鋼組織的平均結晶粒徑，韌性將會降低。精軋結束溫度，更好是設定在770℃以上且830℃以下。
冷卻工序 在熱軋工序之後，利用冷卻工序對於熱軋鋼板實施冷卻處理。在冷卻工序中，是以10℃/秒以上且40℃/秒以下的平均冷卻速度進行冷卻直到冷卻停止溫度為止，並且將冷卻停止溫度設定在400℃以上且650℃以下。
冷卻開始至冷卻停止(冷卻結束)為止的平均冷卻速度：10℃/秒以上且40℃/秒以下 以熱軋鋼板的鋼板厚度中心溫度為準，從冷卻開始至後述之冷卻停止為止的溫度域中的平均冷卻速度若低於10℃/秒的話，肥粒鐵或變韌鐵的晶核的生成數量減少，肥粒鐵粒和變韌鐵粒將會變得粗大化，因此無法獲得具有本發明所期望的平均結晶粒徑之組織。另一方面，平均冷卻速度若超過40℃/秒的話，將會生成大量的麻田散鐵，韌性會降低。將平均冷卻速度設定在15℃/秒以上且35℃/秒以下更好。
此外，本發明基於抑制在冷卻前的鋼板表面上生成肥粒鐵的觀點考量，係在精軋結束後隨即開始進行冷卻為宜。
冷卻停止溫度：400℃以上且650℃以下 以熱軋鋼板的鋼板厚度中心溫度為準，冷卻停止溫度若低於400℃的話，將會生成大量的麻田散鐵，韌性將會降低。另一方面，冷卻停止溫度若超過650℃的話，肥粒鐵或變韌鐵的晶核的生成數量減少，肥粒鐵晶粒和變韌鐵晶粒變得粗大化，無法獲得具有本發明所期望的平均結晶粒徑之組織。更好是將冷卻停止溫度設定在430℃以上且620℃以下。
此外，在本發明中所稱的平均冷卻速度，如果沒有特別地聲明的話，係指：利用((冷卻前的熱軋鋼板的鋼板厚度中心溫度-冷卻後的熱軋鋼板的鋼板厚度中心溫度)/冷卻時間)所求得的數值(冷卻速度)。冷卻方法，係可舉出：利用噴嘴噴射出水來進行水冷、利用噴射出冷卻用氣體來進行氣冷等的方法。在本發明中，是以對於熱軋鋼板的兩面都以相同條件來進行冷卻的方式，來對於熱軋鋼板的兩面實施冷卻操作(處理)為宜。
捲取工序 冷卻工序之後，實施：先將熱軋鋼板進行捲取之後，再予以放冷之捲取工序。 基於鋼板組織的觀點考量，實施捲取工序時，係在400℃以上且650℃以下的捲取溫度的條件下，將熱軋鋼板進行捲取。捲取溫度若低於450℃的話，將會生成大量的麻田散鐵，韌性將會降低。捲取溫度超過650℃的話，肥粒鐵或變韌鐵的晶核的生成數量減少，肥粒鐵晶粒和變韌鐵晶粒變得粗大化，因而無法獲得具有本發明所期望的平均結晶粒徑之組織。捲取溫度，更好是設定在430℃以上且620℃以下為宜。
造管工序 捲取工序之後，利用造管工序來進行造管處理。造管工序時，係對於連續地釋出之熱軋鋼板進行常溫滾壓成形加工來做成圓筒狀的未密封管(圓型鋼管)，然後將該未密封管在圓周方向上的對接部利用高頻電阻加熱方式予以熔融化的同時，利用擠壓輥來將兩個對接部進行擠壓對接而壓合在一起之後，進行電縫焊接，而做成鋼管素材。然後，亦可實施定徑處理。在實施定徑處理時，是利用配置在該電焊鋼管的上下左右的輥子來對於電焊鋼管進行縮徑加工，以將該電焊鋼管的外徑與真圓度調整成所期望的數值。
電縫焊接時的擠壓對接量，為了可以將造成韌性變差的原因之氧化物、氮化物等的夾雜物可與熔鋼一起被排出去，乃將該擠壓對接量設定為鋼板厚度的20%以上為宜。如果擠壓對接量是超過鋼板厚度的100%的話，將會導致擠壓輥的負荷過大。因此，乃將擠壓對接量設定在鋼板厚度的20%以上且鋼板厚度的100%以下為宜。更好是在40%以上且在80%以下。
為了讓鋼管比較容易搬運，係在電縫焊接之後，實施定徑工序為宜。為了提高外徑精度以及真圓度，是以可使得鋼管的周長在定徑工序中之合計減少比率是0.5%以上的方式，來對於鋼管進行縮徑加工為宜。但是，如果是以使得鋼管的周長之合計減少比率是超過4.0%的方式，來對於鋼管進行縮徑加工的話，在通過軋輥時之鋼管管軸方向的撓曲量太大，反而會導致降伏比以及壓縮殘留應力的上昇，其結果，即使在造管後實施回火處理，也無法充分地使得差排復原，依舊維持在高降伏比以及高壓縮殘留應力的狀態。因此，係以可使得鋼管的周長的減少比率為0.5%以上且4.0%以下的方式來對於鋼管進行縮徑加工為宜。更好的減少比率為1.0%以上且3.0%以下。
此外，在電縫焊接後的定徑工序中，為了儘量地縮小鋼管通過軋輥時之鋼管管軸方向的撓曲量，來抑制發生在管軸方向的殘留應力，是採用複數台輥軋機來進行多階段的縮徑加工為宜，並且在各輥軋機所進行的縮徑加工，是以可使得鋼管的周長的減少比率為1.0%以下的方式來進行縮徑加工為宜。
回火工序 接下來，利用回火工序對於上述鋼管素材進行回火處理。在回火工序中，是對於前述電焊鋼管以溫度為500℃以上且700℃以下的條件進行10秒以上且1000秒以下的加熱。上述加熱的方式，係可採用電爐加熱的方式或電磁感應加熱的方式。
加熱溫度低於500℃的話，差排並未充分地復原，因此降伏比以及壓縮殘留應力都還是偏高，無法獲得本發明所期望的耐挫曲性能。另一方面，加熱溫度超過700℃的話，將會生成硬質的第二相，因而導致韌性降低。因此，乃將加熱溫度設定在500℃以上且700℃以下。
如果加熱時間低於10秒的話，差排無法充分地復原，因此降伏比及壓縮殘留應力都偏高。另一方面，如果加熱時間超過1000秒的話，降低降伏比及殘留應力的效果已經飽和，因此只會增大加熱成本，降低生產性而已。所以，乃將加熱時間設定為10秒以上且1000秒以下。
加熱後的冷卻處理，可以採用水冷或空冷。
加熱後的冷卻停止溫度是設定在200℃以下為宜。加熱後的冷卻停止溫度超過200℃的話，在後續的定徑工序中將無法導入充分量的可動差排，降伏點以及降伏伸長將會殘留下來，因而無法獲得本發明所期望之降伏比以及耐挫曲性能。加熱後之冷卻停止溫度的下限，雖然並未特別地指定，但是基於冷卻成本的觀點考量，是設定在室溫以上為宜。
定徑工序 在回火工序之後的定徑工序中，是以鋼管周長的減少比率為0.50%以上且4.0%以下的方式，對於鋼管進行縮徑加工。
如果周長的減少比率低於0.50%的話，無法導入充分量的可動差排，降伏點以及降伏伸長將會殘留下來，因而無法獲得本發明所期望之降伏比以及耐挫曲性能。另一方面，如果周長的減少比率超過4.0%的話，加工硬化量太大，降伏比會上昇，變形性能下降而導致耐挫曲性變差，並且韌性也變差。因此，在回火之後的定徑工序中，是以鋼管周長的減少比率為0.50%以上且4.0%以下的方式，對於鋼管進行縮徑加工。鋼管周長的減少比率，更好是設定在1.0%以上且3.0%以下。
此外，在回火之後的定徑工序中，為了儘量地縮小鋼管通過軋輥時之鋼管管軸方向的撓曲量，來抑制發生在管軸方向的殘留應力，是採用複數台輥軋機來進行多階段的縮徑加工為宜，並且在各輥軋機所進行的縮徑加工，是以可使得鋼管的周長的減少比率為1.0%以下的方式來進行縮徑加工為宜。
又，判斷鋼管是否為電焊鋼管時，將電焊鋼管從與管軸方向垂直的面進行切斷，將包含焊接部(電縫焊接部)在內的剖斷面進行研磨之後，使用腐蝕液予以腐蝕，然後利用光學顯微鏡進行觀察即可判斷出來。如果焊接部(電縫焊接部)之熔融凝固部在鋼管圓周方向上的寬度在鋼管總厚度中達到1.0μm以上且1000μm以下的話，即為電焊鋼管。
此時所採用的腐蝕液，係配合鋼的組成分、鋼管的種類來做適當的選擇即可。又，熔融凝固部3係如圖1之腐蝕後的剖面示意圖所示般地，可以看出來是具有與母材部1及焊接熱影響部2不同的組織形態和對比度之領域3。例如：碳鋼及低合金鋼之電焊鋼管的熔融凝固部3，在以硝酸腐蝕液進行腐蝕後的剖面中，係能夠從以光學顯微鏡進行觀察時之白色領域來界定出該熔融凝固部3。又，碳鋼及低合金鋼之大口徑直縫電焊鋼管(UOE鋼管)的熔融凝固部3，在以硝酸腐蝕液進行腐蝕後的剖面中，係能夠從以光學顯微鏡進行觀察時之含有晶格狀或樹枝狀的凝固組織的領域來界定出該熔融凝固部3。
藉由以上所述的製程可以製造本發明的電焊鋼管。本發明的電焊鋼管，即使是在鋼管厚度超過17mm以上的厚度的情況下，亦可發揮優異的耐挫曲性能。並且也兼具備優異的韌性。。
本發明的電焊鋼管，依照日本工業規格JIS Z 2241之規定來實施的拉伸試驗所測得之降伏應力(降伏強度)YS為450 MPa以上。更好是460 MPa以上。此外，如果降伏應力太高的話，降伏比將會上昇而導致靭性變差，因此，本發明的電焊鋼管的降伏應力YS是在650 MPa以下為宜。更好是在600 MPa以下。
本發明的電焊鋼管的合宜管厚度是在17 mm以上且30 mm以下。此外，本發明的電焊鋼管的合宜外徑是在350 mm以上且750 mm以下。 [實施例]
茲佐以實施例來詳細說明本發明如下。但是本發明並不限定於以下的實施例。
首先，熔製出具有表1所示的組成分之熔鋼且做成鋼胚料。再對於所製得的鋼胚料依照表2所示的條件，實施熱軋工序、冷卻工序、捲取工序，而做成電焊鋼管用熱軋鋼板。
捲取工序之後，將熱軋鋼板利用滾壓成形加工而成形為圓筒狀的圓型鋼管，將其對接部分進行電縫焊接。然後，利用配置在圓型鋼管的上下左右的軋輥來對於鋼管進行縮徑加工，而製得表2所示的外徑(mm)及鋼管厚度(mm)之電焊鋼管。
從所製得的電焊鋼管採取出在管軸方向上具有1800mm長度之電焊鋼管，用來進行測定管軸方向的殘留應力及軸壓縮試驗。
此外，從所製得的電焊鋼管採取出試驗片，用來進行：差排密度測定、殘留應力測定、組織觀察、拉伸試驗、夏比衝擊試驗以及軸壓縮試驗。各種試驗片都是從在鋼管圓周方向上遠離電縫焊接部90˚的母材部所採取出來的。
[差排密度測定] 差排密度是可藉由：先對於鋼管長軸方向的垂直剖面實施100μm的電解研磨之後，再針對鋼板厚度中央部進行X射線繞射，然後，由其結果利用modified Williamson-Hall法以及modified Warren-Averbach法(請參考非專利文獻1、2)來求得。X射線發射源是採用CuKα射線。而且可以獲得45 kV的射線管電壓以及200 mA的射線管電流。此外，卜格式差排向量b，係可使用：bcc鐵的滑動方向也就是在＜111＞的原子間距離之0.248×10-9 m。
[殘留應力測定] 殘留應力的測定，是先將電焊鋼管的長度中央部之內外表面都分別實施了100 μm厚度的電解研磨之後，針對於該研磨面利用X射線繞射法來進行測定。X射線源是使用CrKα射線；射線管電壓設定為30 kV；射線管電流設定為1.0 mA；利用cosα法來進行測定，測定格子面是選定(211)面。 進行測定殘留應力方向是管軸方向，針對於電縫焊接部和以電縫焊接部為基準之在鋼管圓周方向上30度間隔的各位置(12個地方)的鋼管內外表面處，每一支電焊鋼管進行了24個地方的測定。再從這24個地方的測定結果找出壓縮殘留應力的大小之最大值，將這個最大值作為壓縮殘留應力的大小。
[組織觀察] 要進行鋼組織的觀察時，首先從鋼管採取出組織觀察用的試驗片，並且這個試驗片的觀察面必須是位於鋼管長軸方向的垂直剖面上且又位於鋼板厚度中央處，採取出來且進行研磨之後，以硝酸蝕刻液進行腐蝕。組織觀察，係使用光學顯微鏡(倍率：1000倍)或掃描型電子顯微鏡(SEM；倍率：1000倍)來觀察位於從鋼板厚度中央處的組織，並且進行照相。從所取得的光學顯微鏡影像及掃描型電子顯微鏡(SEM)影像計算出變韌鐵以及其餘部分(肥粒鐵、波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵)的面積百分率。先進行觀察五個視野以上，再計算出各視野所獲得的數值的平均值來作為各組織的面積百分率。此處，係將組織觀察所獲得的面積百分率當作各組織之體積百分率。
此處的肥粒鐵是因為擴散變態而生成的生成物，是呈差排密度很低之幾乎回復成原狀的組織。多角形肥粒鐵以及擬多角形肥粒鐵也包含在這個肥粒鐵組織內。
變韌鐵是差排密度很高之呈板條狀之肥粒鐵與雪明鐵的複相組織。
波來鐵是鐵與鐵碳化物的共析組織(肥粒鐵+雪明鐵)，是線狀的肥粒鐵與雪明鐵交替排列之呈疊層狀的組織。
麻田散鐵是差排密度非常高之板條狀的低溫變態組織。在SEM影像中，是呈現出較之肥粒鐵和變韌鐵更亮的對比。
此外，在光學顯微鏡影像以及SEM影像中，難以辨識出麻田散鐵與沃斯田鐵，因此，先從所取得的SEM影像測定出被視為麻田散鐵或沃斯田鐵之組織的面積百分率，然後再將減去依據後述的方法所測定出來之沃斯田鐵的體積百分率之後的數值，當作麻田散鐵的體積百分率。
沃斯田鐵之體積百分率的測定，是利用X射線繞射來進行的。先以將鋼板厚度中央處的組織作為X射線繞射面的方式採取出試驗片，進行研削後，利用化學研磨除去表面加工層而製作成觀察用的試驗片。測定時，係使用Mo之Kα射線，並且從fcc鐵之(200)、(220)、(311)面與bcc鐵之(200)、(211)面的積分強度計算出沃斯田鐵的體積百分率。
此外，平均結晶粒徑的測定，是先使用SEM/EBSD法來計算出粒徑分布的柱狀圖(亦即，橫軸表示粒徑，縱軸表示各粒徑的存在比率之統計圖)，然後計算出粒徑的算術平均值，將其作為平均結晶粒徑。具體而言，結晶粒徑的測定，係先求出相鄰的結晶粒之間的方位差，將方位差為15˚以上的境界視為結晶粒(結晶粒界)，來測定結晶粒的圓當量直徑，再將平均圓當量直徑當作平均結晶粒徑。此處所稱的圓當量直徑，係與對象結晶粒的面積相同面積之圓的直徑。 上述的測定條件如下：加速電壓是15 kV；測定領域是500 μm×500 μm；測定步距(測定分解能)是0.5 μm。此外，在進行結晶粒徑解析時，將結晶粒徑為2.0 μm以下者視為測定雜訊，予以從解析對象中除外。將所測得之面積百分率視為體積百分率。
[引張試驗] 拉伸試驗，係先採取出依據日本工業規格JIS 5號的拉伸試驗片(拉伸方向係與鋼管長度方向平行)，並且依據日本工業規格JIS Z 2241的規定來實施拉伸試驗。先測定出降伏應力YS(MPa)和拉伸強度TS(MPa)之後，再計算出以(YS/TS)×100來定義的降伏比YR(%)。但是，降伏應力YS則是採用：0.5%標稱應變時的流動應力。
[夏比衝擊試驗] 夏比衝擊試驗，是先從所製得的電焊鋼管的鋼板厚度中央處，採取出V型缺口試驗片(試驗片的長度方向係鋼管周方向(也就是，與鋼管長度方向)保持垂直)。然後，依據日本工業規格JIS Z 2242的規定，於-40℃的溫度下實施夏比衝擊試驗，而求出夏比衝擊試驗吸收能。試驗樣本數是各三片，將這些試驗樣本的吸收能的平均值當作電焊鋼管的夏比衝擊試驗吸收能。
[軸壓縮試驗] 先在鋼管的兩端安裝了耐壓板，利用大型壓縮試驗裝置來實施了軸壓縮試驗。將壓縮荷重最大時的變形量當作開始挫曲變形。
將所測得的結果標示於表3。
Figure 02_image001
Figure 02_image003
Figure 02_image005
在表3中，鋼管編號No.1、4、6、8、10、11～13是本發明例，鋼管編號No.2、3、5、7、9、14～27是比較例。
本發明例的電焊鋼管之母材部的組成分，以質量%計，都是含有：C：0.040%以上且0.50%以下、Si：0.02%以上且2.0%以下、Mn：0.40%以上且3.0%以下、P：0.10%以下、S：0.050%以下、Al：0.005%以上且0.10%以下、N：0.010%以下、Nb：0.002%以上且0.15%以下、V：0.002%以上且0.15%以下、Ti：0.002%以上且0.15%以下；Nb+V+Ti：0.010%以上且0.20%以下；以及其餘部分係由Fe及不可避免的雜質所組成的；前述母材部之厚度中央處的鋼組織以體積百分率計，肥粒鐵及變韌鐵的合計是70%以上，其餘部分係由從波來鐵、麻田散鐵和沃斯田鐵選出的一種或兩種以上所組成的；前述鋼組織的平均結晶粒徑是7.0μm以下；且差排密度是1.0×1014 m-2 ～6.0×1015 m-2 ；並且在管內外表面之管軸方向的殘留應力的大小是150 MPa以下。
此外，本發明例之電焊鋼管的機械特性都是降伏應力YS(MPa)為450 MPa以上，降伏比為85%以下， -40℃時之夏比衝擊試驗吸收能為70J以上，開始挫曲變形εc符合數式(1)的關係。 εc≧40×t/D ・・・數式(1) 數式(1)中，εc係表示在軸壓縮試驗中的最大壓縮負荷時的變形量(%)，D係表示鋼管外徑(mm)，t係表示鋼管厚度(mm)。
另一方面，比較例的鋼管編號No.2(鋼A)，在熱處理之後的定徑工序中的縮徑比率太低，因而無法導入充分量的可動差排，降伏點以及降伏伸長還是殘留下來，因此，降伏比以及開始挫曲變形無法達到期望值(目標值)。
比較例的鋼管編號No.3(鋼A)，在造管之後並未實施熱處理，因此，差排密度以及壓縮殘留應力的大小高於本發明的範圍，降伏比以及開始挫曲變形無法達到期望值。此外，差排密度也高於本發明的範圍，因此， -40℃時之夏比衝擊試驗吸收能無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.5(鋼B)，在回火工序中的加熱溫度太低，而且在熱處理後的定徑工序中的縮徑比率太高，因此，差排密度高於本發明的範圍，降伏比以及開始挫曲變形無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.7(鋼C)，在溫度950℃以下的合計軋縮率太低，因此，平均結晶粒徑高於本發明的範圍，-40℃時之夏比衝擊試驗吸收能無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.9(鋼D)，在定徑工序中的縮徑比率太高，因此，壓縮殘留應力的大小高於本發明的範圍，降伏比以及開始挫曲變形無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.14(鋼I)，C含量低於本發明的範圍，因此，降伏強度、降伏比以及開始挫曲變形無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.15(鋼J)，C含量高於本發明的範圍，因此，肥粒鐵與變韌鐵的合計體積百分率低於本發明的範圍，其結果，-40℃時之夏比衝擊試驗吸收能無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.16(鋼K)，Si含量低於本發明的範圍，因此，降伏強度無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.17(鋼L)，Si含量高於本發明的範圍，因此，降伏比以及開始挫曲變形無法達到期望值。而且，-40℃時之夏比衝擊試驗吸收能無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.18(鋼M)，Mn含量低於本發明的範圍，因此，降伏強度無法達到期望值。而且平均結晶粒徑高於本發明的範圍，-40℃時之夏比衝擊試驗吸收能無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.19(鋼N)，Mn含量高於本發明的範圍，因此，降伏比以及開始挫曲變形無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.20(鋼O)，Nb含量低於本發明的範圍，因此，降伏強度無法達到期望值。而且平均結晶粒徑高於本發明的範圍，-40℃時之夏比衝擊試驗吸收能無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.21(鋼P)，Nb含量高於本發明的範圍，因此，-40℃時之夏比衝擊試驗吸收能、降伏比以及開始挫曲變形無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.22(鋼Q)，V含量低於本發明的範圍，因此，降伏強度無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.23(鋼R)，V含量高於本發明的範圍，因此，-40℃時之夏比衝擊試驗吸收能、降伏比以及開始挫曲變形無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.24(鋼S)，Ti含量低於本發明的範圍，因此，降伏強度以及-40℃時之夏比衝擊試驗吸收能無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.25(鋼T)，Ti含量高於本發明的範圍，因此，-40℃時之夏比衝擊試驗吸收能、降伏比以及開始挫曲變形無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.26(鋼U)，(Nb+V+Ti)含量低於本發明的範圍，因此，降伏強度無法達到期望值。
比較例的鋼管編號No.27(鋼V)，(Nb+V+Ti)含量高於本發明的範圍，因此，-40℃時之夏比衝擊試驗吸收能、降伏比以及開始挫曲變形無法達到期望值。
1:母材部 2:焊接熱影響部 3:熔融凝固部
[圖1]係電焊鋼管之電縫焊接部的管圓周方向的剖面(與管軸方向垂直的剖面)之示意圖。

Claims (5)

  1. 一種電焊鋼管，其係具有：母材部與電縫焊接部之電焊鋼管， 該母材部的組成分以質量%計，係含有： C：0.040%以上且0.50%以下、 Si：0.02%以上且2.0%以下、 Mn：0.40%以上且3.0%以下、 P：0.10%以下、 S：0.050%以下、 Al：0.005%以上且0.10%以下、 N：0.010%以下、 Nb：0.002%以上且0.15%以下、 V：0.002%以上且0.15%以下、 Ti：0.002%以上且0.15%以下；以及 Nb+V+Ti為0.010%以上且0.20%以下、 其餘部分係由Fe及不可避免的雜質所組成的； 前述母材部之厚度中央處的鋼組織以體積百分率計，肥粒鐵及變韌鐵的合計是70%以上，其餘部分係由從波來鐵、麻田散鐵和沃斯田鐵選出的一種或兩種以上所組成的； 前述鋼組織的平均結晶粒徑是7.0μm以下；且 差排密度是1.0×1014 m-2 ～6.0×1015 m-2 ；並且 在管內外表面之管軸方向的殘留應力的大小是150 MPa以下。
  2. 如請求項1所述之電焊鋼管，以質量%計，除了前述組成分之外，還含有從： Cu：0.01%以上且1.0%以下、 Ni：0.01%以上且1.0%以下、 Cr：0.01%以上且1.0%以下、 Mo：0.01%以上且1.0%以下、 Ca：0.0005%以上且0.010%以下、以及 B：0.0003%以上且0.010%以下 之中所選出的一種或兩種以上。
  3. 如請求項1或請求項2所述之電焊鋼管，其中，前述鋼組織以體積百分率計，變韌鐵是90%以上。
  4. 如請求項1至請求項3之任一項所述之電焊鋼管，其鋼管厚度是17mm以上且30mm以下。
  5. 一種電焊鋼管之製造方法，其係用來製造請求項1至請求項4之任一項所述的電焊鋼管之方法，係包含： 先將鋼素材加熱到1100℃以上且1300℃以下的加熱溫度之後； 再以溫度950℃以下的合計軋縮率為60%以上的條件，來實施熱軋之熱軋工序； 在該熱軋工序之後，以板厚中心溫度為準，以平均冷卻速度為10℃/秒以上且40℃/秒以下、以及冷卻停止溫度為400℃以上且650℃以下的條件來進行冷卻處理之冷卻工序； 在該冷卻工序之後，以溫度為400℃以上且650℃以下的條件來進行捲取而做成熱軋鋼板之捲取工序； 接下來，利用常溫滾壓成形加工來將前述熱軋鋼板成形為圓筒狀之後，實施電縫焊接而做成鋼管素材之造管工序； 在該造管工序之後，將前述鋼管素材在500℃以上且700℃以下的條件來進行10秒以上且1000秒以下的加熱之回火工序；以及 在該回火工序之後，再以可使得鋼管的周長的減少比率為0.50%以上且4.0%以下的方式，來對於前述鋼管素材進行縮徑加工而做成電焊鋼管之定徑工序。
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