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TW202219292A - 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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TW202219292A
TW202219292A TW110136002A TW110136002A TW202219292A TW 202219292 A TW202219292 A TW 202219292A TW 110136002 A TW110136002 A TW 110136002A TW 110136002 A TW110136002 A TW 110136002A TW 202219292 A TW202219292 A TW 202219292A
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TW
Taiwan
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steel pipe
electric
temperature
welded steel
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TW110136002A
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TWI783700B (zh
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松本晃英
仲澤稜
松本昌士
井手信介
Original Assignee
日商Ｊｆｅ鋼鐵股份有限公司
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Publication date
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Abstract

本發明提供：電焊鋼管及其製造方法。本發明是具有母材部與焊接部之電焊鋼管，其中，位於母材部之厚度中央部的鋼組織，bcc相以體積百分率計，是佔80%以上，平均結晶粒徑是15.0μm以下，以數式(1)表示的A值是0.55以上且0.85以下，管軸方向的降伏比是90%以下，母材部在 -40℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量是100J以上。 A=φ/((πρ/2) 1/2×b)・・・數式(1) 數式(1)中， φ：表示利用X射線繞射所獲得之加工度的參數， ρ：差排密度(m -2)， b：差排的伯格斯向量(m)， π：圓周率。

Description

電焊鋼管及其製造方法
本發明是關於：適用於土木建築結構物和輸送管等之電焊鋼管及其製造方法。
用於土木建築結構物和輸送管等之大型結構物的鋼管，基於耐挫曲性、耐衝撃性等的觀點考量，係被要求具有低降伏比及高韌性。
用於上述的大型結構物之其中一種鋼管是電焊鋼管。電焊鋼管，係將捲收成鋼帶捲狀的熱軋鋼板(熱軋鋼帶)進行連續地釋出的同時，又進行常溫滾壓成形加工而形成圓筒狀的未密封管，再對於該未密封管之管周方向對接部，利用高頻電阻加熱而使其熔融，以擠壓輥將其擠壓對接的狀態下，實施擠壓接合之電縫焊接，然後，利用定徑輥來將其縮徑至既定的外徑，而製造出來的鋼管。
電焊鋼管是在常溫下連續地進行造管，因此，雖然具有高生產性和高形狀精度等的優點，但是，因為在造管過程中，素材會產生加工硬化，所以也會有高降伏比的缺點。此外，因為鋼管厚度愈大的話，在造管過程中所產生的加工硬化也就愈大，因此，會有造管後的降伏比變得更高之問題。
因此，例如：專利文獻1及專利文獻2所揭示之電焊鋼管，就是用來解決上述問題之技術方案。專利文獻1所揭示的厚管壁電焊鋼管，其母材鋼板的金屬組織，以面積百分率計，是含有50～92%的多角形肥粒鐵，上述多角形肥粒鐵的平均粒徑，是15μm以下，電縫焊接部的硬度，是維氏硬度(Hv)160～240，電縫焊接部的組織，是變韌鐵、細粒的肥粒鐵以及波來鐵、或者細粒的肥粒鐵以及變韌鐵。
專利文獻2所揭示的輸送管用軋態電焊鋼管，其母材部之厚度中央部的金屬組織中，多角形肥粒鐵的百分率，是60～90%，平均結晶粒徑，是15μm以下，結晶粒徑20μm以上之結晶粒的面積百分率也就是粗大結晶粒百分率是20%以下，管軸方向的降伏比，是80～95%。 [先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特許第5293903號公報 [專利文獻2]日本特許第6260757號公報
[發明所欲解決之問題]
專利文獻1及專利文獻2所揭示的電焊鋼管，為了要確保高韌性，乃將結晶粒予以細微化。然而，將結晶粒變細微的話，降伏比就會上昇，因此，在厚度超過15mm的厚管壁鋼管中，很難兼具低降伏比與高韌性。
本發明是有鑑於上述的情事而開發完成的，其目的是提供：適用於土木建築結構物和輸送管等之大型結構物且具有低降伏比及高韌性之電焊鋼管及其製造方法。
在本發明中所稱的「低降伏比」，係指：管軸方向的降伏比(=降伏應力(MPa)/拉伸強度(MPa)×100)是90%以下。更好是85%以下。
在本發明中所稱的「高韌性」，係指：母材部在-40℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量是100J以上。更好是150J以上。
上述的降伏應力、拉伸強度、夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量，係可利用記載於後述的實施例中的方法來進行測定。 [解決問題之技術手段]
本發明人等，為了解決上述課題而不斷努力進行檢討。其結果，找到了一種創見，就是著眼於在電焊鋼管的變形過程中的變形初期也就是比較低應力的階段，因為可動差排的運動因而產生塑性變形，具體而言，即使是兩個差排密度相等的電焊鋼管，可動差排的比率較高的這一方，其降伏應力較低。此外，也找到了另外一種創見，就是：將熱軋鋼板在低溫下進行滾壓成形加工，可以減少被導入結晶粒內之差排的運動，差排不會晶胞化而是作為可動差排殘留在結晶粒內。
因而可知：只要將殘留在結晶粒內的可動差排控制在適當的範圍內的話，即使是厚管壁的電焊鋼管，也可以降低其降伏比，並且又提高其韌性。
本發明就是基於上述的創見而開發完成的，並且係由下列的要旨所構成的。 [1]一種電焊鋼管，是具有母材部與焊接部，其中， 在前述母材部之厚度中央部的鋼組織， bcc相以體積百分率計，是80%以上， 平均結晶粒徑，是15.0μm以下， 以數式(1)來表示的A值，是0.55以上且0.85以下， 管軸方向的降伏比，是90%以下，並且 前述母材部在-40℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量，是100J以上， A=φ/((πρ/2) 1/2×b)・・・數式(1) 數式(1)中， φ：表示利用X射線繞射所獲得之加工度的參數， ρ：差排密度(m -2)， b：差排的伯格斯向量(m)， π：圓周率。 [2] 一種如[1]所述之電焊鋼管，其中，前述母材部的組成分，以質量%計，含有 C：0.001%以上0.30%以下、 Si：0.01%以上2.0%以下、 Mn：0.20%以上3.0%以下、 P：0.050%以下、 S：0.020%以下、 Al：0.005%以上0.10%以下、 N：0.010%以下、以及 Ti：0.15%以下，並且 其餘部分是Fe以及不可避免的雜質。 [3] 一種如[2]所述之電焊鋼管，其中，除了前述組成分之外，以質量%計，還含有從 Cu：1.0%以下、 Ni：1.0%以下、 Cr：1.0%以下、 Mo：1.0%以下、 Nb：0.15%以下、 V：0.15%以下、 Ca：0.010%以下、以及 B：0.010%以下 之中所選出的一種或兩種以上。 [4] 如[1]～[3]之任一項所述之電焊鋼管，其中，前述母材部的厚度，是15mm以上且30mm以下。 [5] 如[1]～[4]之任一項所述之電焊鋼管，其中，在前述母材部之厚度中央部的鋼組織，以體積百分率計，肥粒鐵與變韌鐵的合計，是85%以上。 [6] 一種電焊鋼管的製造方法，是用來製造如[1]～[5]之任一項所述的電焊鋼管之方法，具有： 熱軋工序，是將鋼素材加熱到達1100℃以上且1300℃以下的加熱溫度後，再以粗軋結束溫度為850℃以上且1150℃以下，精軋結束溫度為750℃以上且900℃以下，並且在930℃以下的合計軋縮率為50%以上的條件，來實施熱軋而製成熱軋板； 冷卻工序，是以鋼板厚度中心溫度為準，以5℃/秒以上且30℃/秒以下的平均冷卻速度，冷卻停止溫度為400℃以上且650℃以下的條件，對於前述熱軋板進行冷卻處理； 捲取工序，是在溫度為400℃以上且650℃以下的條件下，將前述熱軋板進行捲取而製成熱軋鋼板； 造管工序，是在-40℃以下的溫度下，利用滾壓成形加工將前述熱軋鋼板形成圓筒狀，並且實施電縫焊接而製成鋼管素材；以及 定徑工序，是在-40℃以下的溫度下，將前述鋼管素材進行縮徑而製成電焊鋼管。 [7] 一種如[6]所述之電焊鋼管的製造方法，其中，前述鋼素材的組成分，以質量%計，含有 C：0.001%以上0.30%以下、 Si：0.01%以上2.0%以下、 Mn：0.20%以上3.0%以下、 P：0.050%以下、 S：0.020%以下、 Al：0.005%以上0.10%以下、 N：0.010%以下、以及 Ti：0.15%以下，並且 其餘部分是Fe以及不可避免的雜質。 [8] 一種如[7]所述之電焊鋼管的製造方法，其中，除了前述組成分之外，以質量%計，還含有從 Cu：1.0%以下、 Ni：1.0%以下、 Cr：1.0%以下、 Mo：1.0%以下、 Nb：0.15%以下、 V：0.15%以下、 Ca：0.010%以下、以及 B：0.010%以下 之中所選出的一種或兩種以上。 [9] 一種如[6]～[8]之任一項所述之電焊鋼管的製造方法，其中，前述電焊鋼管之母材部的厚度，是15mm以上且30mm以下。 [發明之效果]
根據本發明，係可以提供：即使是厚管壁材，也可以兼具有低降伏比及高韌性的電焊鋼管及其製造方法。
茲說明本發明的電焊鋼管如下。
本發明的電焊鋼管，具有母材部以及朝管軸方向延伸的焊接部(電縫焊接部)。本發明之在母材部之厚度中央部的鋼組織，bcc相以體積百分率計，是80%以上，平均結晶粒徑是15.0μm以下，以數式(1)來表示的A值，是0.55以上且0.85以下，管軸方向的降伏比，是90%以下，母材部在-40℃時之夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量，是100J以上。
A=φ/((πρ/2) 1/2×b)・・・數式(1) 數式(1)中， φ：表示利用X射線繞射所獲得之加工度的參數， ρ：差排密度(m -2)， b：差排的伯格斯向量(m)， π：圓周率。
首先，說明限定本發明之電焊鋼管的鋼組織及特性的理由。
在母材部之厚度中央部的bcc相之體積百分率為80%以上的bcc(體心立方格子)相，若與fcc(面心立方格子)、hcp(六方最密構造)等的金屬相做比較的話，溫度對於差排運動的影響較大。因此，bcc相，其因為溫度降低所產生的抑制差排的運動之效果較大。換言之，bcc相的體積百分率愈高的話，在低溫下進行電焊鋼管的造管時，可以抑制更多的差排的運動，差排與差排彼此不易交纏在一起，能夠提高可動差排的比率。其結果，可降低降伏比。為了要充分地獲得這種效果，乃將上述的bcc相之體積百分率，設定在80%以上。bcc相之體積百分率，更好是設定在85%以上，更優是設定在90%以上。
雖然bcc相之體積百分率的上限並未特別地規定，但是為了要獲得bcc單相組織，必須在熱軋後就將鋼板急速地進行冷卻，因此，在厚管壁材之厚度中央部就很難完全地避免bcc相以外的其他相的生成。基於這種理由，bcc相以體積百分率計，是設定在98%以下為宜，以體積百分率計，更好是設定在97%以下。bcc相以外的其餘部分，是fcc相或雪明鐵，以體積百分率計，是設定在20%以下為宜。
至於bcc相之體積百分率的測定方法，係如後述的實施例所揭示般地，是利用X射線繞射來進行測定。將與以焊接部作為0°時之位於管周方向的90°位置的母材部的管長度方向及管厚度方都保持平行的剖面，進行鏡面研磨之後，實施100μm的電解研磨來將表面加工層予以除去，而製作成X射線繞射面正好位於厚度中央部之試驗片，用這個試驗片來進行測定鋼組織。測定時所使用的X射線是Mo的Kα射線，並且從fcc鐵的(200)、(220)、(311)面與bcc鐵的(200)、(211)面之積分強度求出bcc相的體積百分率。此外，也同時求出fcc相的體積百分率。
位於母材部之厚度中央部的結晶粒的平均結晶粒徑為15.0μm以下 在本發明中，是將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的境界所圍繞的領域視為結晶粒。如果位於母材部之厚度中央部的結晶粒之平均結晶粒徑超過15.0μm的話，會阻礙龜裂進行傳播之結晶粒界的總面積很小，將會無法獲得本發明所期望的高韌性。因此，將上述的平均結晶粒徑設定在15.0μm以下。平均結晶粒徑，更好是在10.0μm以下，更優是在8.0μm以下。此外，因為平均結晶粒徑愈小的話，降伏比愈上昇，因此，平均結晶粒徑是設定在2.0μm以上為宜。平均結晶粒徑，更好是在3.0μm以上。
此處所稱的「平均結晶粒徑」，係指：將被相鄰之結晶的方位差為15°以上的境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。所稱的「圓當量直徑(結晶粒徑)」，係指：與被視為對象的結晶粒相等面積之圓的直徑。
平均結晶粒徑的測定，是可以利用後述的實施例所記載的方法來進行測定。將與以焊接部作為0°時之位於管周方向的90°位置的母材部的管長度方向及管厚度方都保持平行的剖面，進行鏡面研磨之後，製作成試驗片。利用掃描式電子顯微鏡中之背向電子繞射技術(SEM/EBSD法)，計算出位於該試驗片之厚度中央部之結晶粒徑分布的二維直方圖(以橫軸表示結晶粒徑，以縱軸表示各結晶粒徑的存在比率之統計圖表)，而求出結晶粒徑的算術平均值來作為平均結晶粒徑。測定條件的加速電壓是15kV、測定領域是500μm×500μm、測定步進尺寸(測定分解能)是設定在0.5μm。在進行結晶粒徑的解析時，將結晶粒徑低於2.0μm的結晶粒視為測定雜訊而從解析對象中除外。
A值為0.55以上且0.85以下 A值是與差排的分布狀態具有相關性的參數，可以利用上述的數式(1)來表示。 數式(1)是表示：φ(利用X射線繞射所獲得之加工度的參數)、ρ(差排密度(m -2))以及b(差排的伯格斯向量(m))的關係之數式(請參照參考文獻3)。 A值愈大的話，係表示：被導入到結晶粒內的差排呈均勻分布，差排並未晶胞化，殘留在結晶粒內之可動差排的比率較高的傾向。
晶胞化後的差排會互相交纏在一起，因此要開始移動時需要很高的應力。另一方面，可動差排與晶胞化後的差排相較，只要較低的應力即可移動。因此，結晶粒內的可動差排愈多(可動差排的比率愈高)的話，只要較低的應力即可開始進行塑性變形，因而降伏比會變低。又，結晶粒內之可動差排愈多的話，將會促進發生在龜裂前端處的塑性變形，因此，不易產生劈開形態的破壞，其結果就可以導致韌性變高。基於這種理由，在本發明中，符合上述的數式(1)的關係是很重要的條件。
差排已經晶胞化之傳統的電焊鋼管，以上述的數式(1)來表示的A值是低於0.55。因此，本發明為了確保能夠獲得所期望的降伏比之充分數量的可動差排，乃將A值設定在0.55以上。雖然A值愈大愈好，但是，想要是A值變得更大，就必須在更低溫的條件下來進行造管。因此，基於：變形阻力上昇所導致的造管負荷的增大、油壓裝置等的溫度管理、以及冷卻成本的觀點考量，乃將A值設定在0.85以下。A值更好是在0.60以上且在0.80以下。A值更優是在0.61以上且在0.78以下。
此外，A值是可藉由控制後述的製造條件(造管工序及縮徑工序(的溫度))而被控制在上述範圍內。
而上述的數式(1)中的「差排密度ρ」、「參數φ」、「差排的伯格斯向量b」，係可利用後述的實施例中所記載的方法求得。
差排密度ρ的測定方法，係使用製作成：將與母材部的管長度方向及管厚度方向都保持平行的剖面進行鏡面研磨後，又實施100μm的電解研磨而將表面加工層除去，以使得X射線繞射面正好位於厚度中央部的試驗片，再對於這個試驗片進行X射線繞射。然後，使用改良型威爾森-霍爾法(modified Williamson-Hall法)及改良型華倫-亞維巴爾赫法(modified Warren-Averbach法)(請參照參考文獻1、2)，可以從X射線繞射的結果求出差排密度ρ。另外，可以使用直接匹配/改良型威爾森-霍爾法(direct-fitting/modified Williamson-Hall法)(請參照參考文獻3)而從上述的X射線繞射的結果求出參數φ。此外，可以採用bcc鐵的滑動方向也就是＜111＞的原子間距離為0.248×10 -9m來作為差排的伯格斯向量b。
[參考文獻1]T. Ungar and A. Borbely：Appl.Phys.Lett., 69(1996),3173. [參考文獻2]M. Kumagai, M. Imafuku, S. Ohya：ISIJ International(日本鋼鐵學會會刊), 54 (2014), 206. [參考文獻3]S. Takaki, T. Masumura and T. Tsuchiyama：ISIJ International(日本鋼鐵學會會刊),59(2019), 567.
管軸方向的降伏比為90%以下 本發明的電焊鋼管，以焊接部作為0°時之位於管周方向的90°位置的母材部之管軸方向的降伏比(=降伏應力(MPa)/拉伸強度(MPa)×100)是90%以下。如果降伏比超過90%的話，使用於土木建築結構物的柱材等的時候的耐震性、和使用於輸送管的時候的耐震性及耐挫曲性都會變差。上述降伏比，更好是在87%以下，更優是在86%以下。基於確保所需的降伏強度的觀點考量，上述降伏比，更好是在55%以上，更優是在65%以上，極優是在75%以上。
母材部於-40℃時之夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量為100J以上 本發明的電焊鋼管，母材部在-40℃時之夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量為100J以上。如果低於100J的話，使用於土木建築結構物的柱材、輸送管的時候之耐震性會變差。因此，上述夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量，更好是在150J以上，更優是在160J以上。 又，如果夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量太高的話，平均結晶粒徑太小而會導致降伏比變高，因此，是在500J以下為宜，更好是在400J以下。
上述的降伏強度、拉伸強度、降伏比，係如後述的實施例所記載般地，可依據日本工業規格JIS Z 2241的規定來實施拉伸試驗而可測得。夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量，係如後述的實施例所記載般地，係可依據日本工業規格JIS Z 2242的規定，使用V型缺口標準試驗片，在試驗溫度為-40℃的條件下，實施夏比衝擊試驗而可以測得。
本發明的電焊鋼管，因為是具有上述的鋼組織，因此可以獲得上述的特性。基於更加提昇特性之目的，本發明的鋼組織中還可以具有下列的構成要素。
在母材部的厚度中央部之鋼組織，肥粒鐵與變韌鐵之體積百分率的合計，係佔母材部的厚度中央部之整體鋼組織中的85%以上為宜。肥粒鐵與變韌鐵之外的其餘組織，是從：波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵所選出的一種或兩種以上。其餘組織之體積百分率的合計，係在15%以下為宜。
肥粒鐵是bcc相，是軟質的組織。變韌鐵是bcc相，是較肥粒鐵更硬質，且較波來鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵更軟質，是具有優異的韌性之組織。將硬質的組織混合在肥粒鐵及變韌鐵中的話，降伏比將會降低。而且，起因於硬度差的應力集中，將會使得界面很容易成為破壞的起點，因而使得韌性降低。因此，肥粒鐵與變韌鐵之體積百分率的合計，是在85%以上為宜。更好是在90%以上。又，是在98%以下為宜，更好是在97%以下。
波來鐵及麻田散鐵，分別為bcc相與雪明鐵的混合組織、及bcc相，兩者都是硬質組織。此外，在本發明中是將波來鐵視為近似bcc相。波來鐵是可藉由與軟質組織進行混合來使降伏比降低的組織，也是會使韌性降低的組織，是設定在15%以下且0%以上為宜。波來鐵，是設定在13%以下且1%以上更好。麻田散鐵雖然是可藉由與軟質組織進行混合而使降伏比降低的組織，但也是會使韌性降低的組織，是設定在15%以下且0%以上為宜。麻田散鐵，是設定在13%以下且1%以上更好。
沃斯田鐵是fcc相，是硬質組織。沃斯田鐵雖然是可藉由與軟質組織進行混合而使降伏比降低的組織，但也是會使韌性降低的組織，是設定在10%以下且0%以上為宜。沃斯田鐵，是設定在8%以下且1%以上更好。
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，藉由增加在不易產生沃斯田鐵的再結晶之低溫條件下的軋縮量，可以將大量的差排導入沃斯田鐵內而使沃斯田鐵細微化，並且可將大量的變形帶導入結晶粒內。如此一來，核生成部位的面積會增加而使得核生成次數變高，能夠讓鋼組織變細微化。
根據本發明，以母材部之厚度中央部為中心，在厚度方向上之±1.0mm的範圍內，都存在著上述鋼組織，同樣地都可以獲得上述的效果。因此，在本發明中所稱的「在母材部的厚度中央部之鋼組織」，係指：以厚度中央部為中心，在厚度方向上之±1.0mm的範圍內，都存在著上述鋼組織之意。
本發明中之鋼組織的觀察，係可藉由後述的實施例所記載的方法來進行觀察。首先，採取組織觀察用的試驗片，其採取方式係讓試驗片的觀察面為：對於以焊接部為0°時之位於管周方向90°的位置之母材部的管長度方向形成垂直的剖面，並且成為厚度中央部，將其進行研磨之後，以硝酸鹽腐蝕液進行腐蝕而製作成試驗片。組織觀察，係使用光學顯微鏡(倍率為1000倍)或掃描型電子顯微鏡(SEM；倍率為1000倍)，對於厚度中央部的組織進行觀察，並且攝影。其次，從所獲得的光學顯微鏡影像及掃描型電子顯微鏡影像求出變韌鐵及其餘部分(肥粒鐵、波來鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵)的面百分率積率。進行5個視野以上的觀察，將各視野所獲得的數值的平均值，視為各組織的面積率。此外，在本發明中，是將組織觀察所獲得的面積百分率率，視為各組織的體積百分率。
肥粒鐵是擴散變態所導致的生成物，其差排密度很低係呈現出幾乎恢復原狀的組織。多角形肥粒鐵及擬多角形肥粒鐵也包含在肥粒鐵中。
變韌鐵是差排密度很高之板條狀的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)，係呈現出線狀的肥粒鐵與雪明鐵交替排列之疊層狀的組織。
麻田散鐵是bcc相，是差排密度非常高之板條狀的低溫變態組織。在掃描型電子顯微鏡影像中，肥粒鐵和變韌鐵是呈現出比較亮的對比度。
又，在光學顯微鏡影像及掃描型電子顯微鏡影像中，麻田散鐵與沃斯田鐵很難區別，因此先從所獲得的掃描型電子顯微鏡影像中測定出被視為麻田散鐵和沃斯田鐵之組織的面積率，再從該測定值減去依照後述的方法所測定之沃斯田鐵的體積百分率之後，將該數值視為麻田散鐵的體積百分率。
沃斯田鐵之體積百分率的測定方法，係使用與測定差排密度所用的試驗片同樣的方法製作而成的試驗片，利用X射線繞射來進行測定。從所獲得之fcc鐵的(200)、(220)、(311)面與bcc鐵的(200)、(211)面的積分強度，求出沃斯田鐵的體積百分率。
其次，從確保上述的特性及鋼組織等的觀點，來說明本發明之電焊鋼管的組成分之較佳範圍以及將其限定在這個範圍內之理由。
首先，說明限定電焊鋼管之母材部的組成分之理由。此外，在本說明書中，並未特別聲明的話，表示鋼組成分的「%」都是「質量%」。
本發明的母材部的組成分，以質量%計，優選是含有C：0.001%以上且0.30%以下、Si：0.01%以上且2.0%以下、Mn：0.20%以上且3.0%以下、P：0.050%以下、S：0.020%以下、Al：0.005%以上且0.10%以下、N：0.010%以下、以及Ti：0.15%以下，其餘部分是Fe及不可避免的雜質。
C：0.001%以上且0.30%以下 C是可藉由固溶強化作用來提昇鋼的強度之元素。又，C是可藉由降低肥粒鐵變態開始溫度而有助於組織的細微化之元素。為了要獲得這種效果，C含量必須在0.001%以上。又，C可以促進波來鐵的生成，可提高淬火硬化性而有助於麻田散鐵的生成，有助於沃斯田鐵的安定化，因此也是有助於硬質相的形成之元素。C含量超過0.30%的話，硬質相的比率太高而韌性會降低，而且焊接性也會惡化。因此，將C含量設定在0.001%以上且0.30%以下。C含量，更好是在0.010%以上，更優是在0.040%以上。又，C含量，更好是在0.27%以下，更優是在0.25%以下。
Si：0.01%以上且2.0%以下 Si是可藉由固溶強化作用來提昇鋼的強度之元素。為了要獲得這種效果，乃將Si含量設定在0.01%以上。但是，Si含量超過2.0%的話，降伏比變得太高，韌性會降低。因此，將Si含量設定在0.01%以上且2.0%以下。Si含量，更好是在0.05%以上，更優是在0.10%以上。又，Si含量，更好是在1.0%以下，更優是在0.50%以下。
Mn：0.20%以上且3.0%以下 Mn是可藉由固溶強化作用來提昇鋼的強度之元素。又，Mn是可藉由降低肥粒鐵變態開始溫度而有助於組織的細微化之元素。為了要獲得這種效果，Mn含量必須在0.20%以上。然而，Mn含量超過3.0%的話，起因於固溶強化作用及鋼組織的細微化而使得降伏應力變高，因而將會無法獲得本發明所期望的降伏比。因此，乃將Mn含量設定在0.20%以上且3.0%以下。Mn含量，更好是在0.40%以上，更優是在0.60%以上。又，Mn含量，更好是在2.5%以下，更優是在2.0%以下。
P：0.050%以下 P是會偏析在粒界而導致材料的不均質，作為不可避免的雜質是儘可能地減少其含量為宜，但最多可容許至0.050%為止。因此，將P含量設定在0.050%以下。P含量，更好是在0.020%以下，更優是在0.010%以下。此外，雖然並未特別地規定P含量的下限，但是過度的減少的話，將會導致精煉成本的上漲，因此將P含量設定在0.002%以上為宜。
S：0.020%以下 S在鋼中，通常是以MnS的形態存在，然而，MnS在熱軋工序中將會被延伸成很薄而對於延性造成不良影響。因此，在本發明中，雖然儘量減少S含量為宜，但最多可容許至0.020%為止。從而，將S含量設定在0.020%以下。S含量，更好是在0.010%以下，更優是在0.008%以下。此外，雖然並未特別地規定S含量的下限，但是過度的減少的話，將會導致精煉成本的上漲，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是可作為強力的脫氧劑來發揮作用之元素。為了要獲得這種效果，Al含量必須在0.005%以上。但是，Al含量超過0.10%的話，焊接性將會惡化，並且氧化鋁系夾雜物太多，表面性狀會惡化。而且焊接部的韌性也會降低。因此，將Al含量設定在0.005%以上且0.10%以下。Al含量，更好是在0.010%以上，更優是在0.015%以上。Al含量，更好是在0.080%以下，更優是在0.070%以下。
N：0.010%以下 N是不可避免的雜質，是可藉由將差排的運動予以牢牢地固定而具有降低韌性的作用之元素。在本發明中，N被視為雜質是儘可能地減少其含量為宜，但N含量最多可容許至0.010%為止。因此，將N含量設定在0.010%以下。N含量更好是在0.0080%以下。但是，基於精煉成本的觀點考量，N含量，更好是在0.0008%以上，更優是在0.0010%以上。
Ti：0.15%以下 Ti在鋼中是會形成細微的碳化物、氮化物而有助於提昇鋼的強度之元素。又，Ti與N的親和性很高，因而可將鋼中的N變成氮化物而使其無害化，也是有助於提昇鋼的韌性之元素。為了要獲得上述的效果，將Ti含量設定在0.001%以上為宜。但是，Ti含量超過0.15%的話，降伏比會變高，而且韌性會降低。因此，將Ti含量設定在0.15%以下。Ti含量，更好是在0.005%以上，更優是在0.008%以上。Ti含量，更好是在0.13%以下，更優是在0.10%以下。
上述成分以外的其餘部分，是Fe及不可避免的雜質。然而，在不可避免的雜質中也可以含有O在0.0050%以下。此處所稱的O，係指：包含氧化物中的O在內的總含氧量之意。
本發明，係以上述的成分來作為基本的組成分為宜。本發明為了更加提昇特性之目的，除了上述的基本成分之外，還可以因應必要，又含有從Cu：1.0%以下、Ni：1.0%以下、Cr：1.0%以下、Mo：1.0%以下、Nb：0.15%以下、V：0.15%以下、Ca：0.010%以下、以及B：0.010%以下之中所選出的一種或兩種以上。
Cu：1.0%以下(包含0%) Cu是可藉由固溶強化作用來提昇鋼的強度之元素，可視需求來含有。為了要獲得上述的效果而含有Cu的話，將Cu含量設定在0.01%以上為宜。另一方面，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，將Cu含量設定在1.0%以下為宜。Cu含量，更好是在0.05%以上，更優是在0.10%以上。又，Cu含量，更好是在0.70%以下，更優是在0.50%以下。
Ni：1.0%以下(包含0%) Ni是可藉由固溶強化作用來提昇鋼的強度之元素，可視需求來含有。為了要獲得上述的效果而含有Ni的話，將Ni含量設定在0.01%以上為宜。另一方面，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，將Ni含量設定在1.0%以下為宜。Ni含量，更好是在0.05%以上，更優是在0.10%以上。又，Ni含量，更好是在0.70%以下，更優是在、0.50%以下。
Cr：1.0%以下(包含0%) Cr是可提高鋼的淬火硬化性而可提昇鋼的強度之元素，可視需求來含有。為了要獲得上述的效果而含有Cr的話，將Cr含量設定在0.01%以上為宜。另一方面，Cr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Cr的話，將Cr含量設定在1.0%以下為宜。Cr含量，更好是在0.05%以上，更優是在0.10%以上。又，Cr含量，更好是在0.70%以下，更優是在0.50%以下。
Mo：1.0%以下(包含0%) Mo是可提高鋼的淬火硬化性而可提昇鋼的強度之元素，可視需求來含有。為了要獲得上述的效果而含有Mo的話，將Mo含量設定在0.01%以上為宜。另一方面，Mo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Mo的話，將Mo含量設定在1.0%以下為宜。Mo含量，更好是在0.05%以上，更優是在0.10%以上。又，Mo含量，更好是在0.70%以下，更優是在0.50%以下。
Nb：0.15%以下(包含0%) Nb在鋼中是會形成細微的碳化物、氮化物而有助於提昇鋼的強度，而且在熱軋工序中可以抑制沃斯田鐵的粗大化，也是有助於組織的細微化之元素，可視需求來含有。為了要獲得上述的效果而含有Nb的話，將Nb含量設定在0.002%以上為宜。但是，Nb含量超過0.15%的話，降伏比會變高而韌性會降低。因此，想要含有Nb的話，將Nb含量設定在0.15%以下為宜。Nb含量，更好是在0.005%以上，更優是在0.010%以上。Nb含量，更好是在0.13%以下，更優是在0.10%以下。
V：0.15%以下(包含0%) V在鋼中是會形成細微的碳化物、氮化物而有助於提昇鋼的強度之元素，可視需求來含有。為了要獲得上述的效果而含有V的話，將V含量設定在0.002%以上為宜。但是，V含量超過0.15%的話，降伏比會變高而且韌性會降低。因此，想要含有V的話，將V含量設定在0.15%以下為宜。V含量，更好是在0.005%以上，更優是在0.010%以上。V含量，更好是在0.13%以下，更優是在0.10%以下。
Ca：0.010%以下(包含0%) Ca是可以將在熱軋工序中被延伸成很薄的MnS等的硫化物予以球狀化，因而有助於提昇鋼的韌性之元素，可視需求來含有。為了要獲得上述的效果而含有Ca的話，將Ca含量設定在0.0005%以上為宜。但是，Ca含量超過0.010%的話，鋼中會形成Ca氧化物的群聚而使得韌性惡化。因此，想要含有Ca的話，將Ca含量設定在0.010%以下為宜。Ca含量，更好是在0.0008%以上，更優是在0.0010%以上。又，Ca含量，更好是在0.008%以下，更優是在0.0060%以下。
B：0.010%以下(包含0%) B是可藉由降低肥粒鐵變態開始溫度而有助於組織的細微化之元素，可視需求來含有。為了要獲得上述的效果而含有B的話，將B含量設定在0.0003%以上為宜。但是，B含量超過0.010%的話，降伏比會上昇，而且韌性會惡化。因此，想要含有B的話，將B含量設定在0.010%以下為宜。B含量，更好是在0.0005%以上，更優是在0.0008%以上。B含量，更好是在0.0050%以下，更優是在0.0030%以下，極優是在0.0020%以下。
又，本發明的電焊鋼管，尤其是從很適用在土木建築結構物和輸送管等的大型結構物之觀點考量，母材部的厚度是在15mm以上且30mm以下為宜。從低降伏比與高韌性的觀點考量，更好是在15mm以上且25mm以下。如上所述，根據本發明，即使是厚度超過15mm之厚壁管材，亦可兼具有低降伏比與高韌性。如此一來，將本發明的電焊鋼管用在大型結構物時，可以發揮優異的耐挫曲性能。又，基於同樣的理由，本發明的電焊鋼管之外徑是在350mm以上且750mm以下為宜。基於低降伏比與高韌性的觀點考量，更好是在400mm以上且750mm以下。
其次，說明本發明的電焊鋼管之製造方法的一種實施方式。
本發明，係將具有上述組成分的鋼素材，進行加熱到達1100℃以上且1300℃以下的溫度後，再以粗軋結束溫度為850℃以上且1150℃以下、精軋結束溫度為750℃以上且900℃以下、並且溫度930℃以下的合計軋縮率為50%以上的條件實施熱軋而製成熱軋板(熱軋工序)；接下來，以板厚中心溫度為準，以5℃/秒以上且30℃/秒以下的平均冷卻速度，冷卻停止溫度為400℃以上且650℃以下的條件，對於熱軋板進行冷卻處理(冷卻工序)；接下來，將冷卻後的熱軋鋼板在400℃以上且650℃以下的溫度下進行捲取而製成熱軋鋼板(捲取工序)；接下來，藉由滾壓成形加工將熱軋鋼板在-40℃以下的溫度下成形為圓筒狀，並且實施電縫焊接而製成鋼管素材(造管工序)；接下來，將鋼管素材在-40℃以下的溫度下，進行縮徑加工(定徑工序)而製成電焊鋼管。
此外，在以下之對於製造方法的說明中，與溫度相關之「℃」的表示，如果沒有做特別聲明的話，都是指：鋼素材、鋼板(熱軋板)、鋼管素材的表面溫度。這些表面溫度，係可利用輻射熱溫度計等來進行測定。鋼板板厚中心的溫度，是先利用傳熱解析來計算出鋼板剖面內的溫度分布，將其結果利用鋼板的表面溫度進行補正而可以求出鋼板板厚中心的溫度。「熱軋鋼板」是包含：熱軋板、熱軋鋼帶。
本發明中並未特別限定鋼素材(鋼胚料)的熔製方法，利用轉爐、電爐、真空熔解爐等之公知的熔製方法都可以適用。鑄造方法也並未特別限定，可以利用連續鑄造法等之公知的鑄造方法，來製造成所期望的尺寸。此外，即使採用「造塊暨分塊滾軋法」來取代連續鑄造法也沒有問題。也可以對於熔鋼又實施盛鋼桶精煉之類的二次精錬。
[熱軋工序] 加熱溫度為1100℃以上且1300℃以下 加熱溫度低於1100℃的話，被輥軋材的變形阻力太大而難以進行輥軋。另一方面，加熱溫度超過1300℃的話，沃斯田鐵粒變得粗大化，而在後續的輥軋工序(粗軋、精軋)中，無法獲得細微的沃斯田鐵粒，因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，在熱軋工序中的加熱溫度，是設定在1100℃以上且1300℃以下。這個加熱溫度，更好是在1120℃以上。又，這個加熱溫度，更好是在1280℃以下。
此外，本發明除了可以採用：製成鋼胚(胚料)之後，先進行冷卻至室溫，然後再度進行加熱之傳統方法之外，也可以採用：製成鋼胚(胚料)之後，並不進行冷卻至室溫，直接在熱鋼胚的狀態下就裝入到加熱爐內，或者稍微進行保持熱度之後隨即進行輥軋之這種「直接送往輥軋工序之節省能源的製程」，並沒有問題。
粗軋結束溫度為850℃以上且1150℃以下 粗軋結束溫度低於850℃的話，在後續的精軋工序中，鋼板表面溫度會降到肥粒鐵變態開始溫度以下，而生成大量的加工肥粒鐵，因而降伏比會上昇。另一方面，粗軋結束溫度超過1150℃的話，在沃斯田鐵未再結晶溫度域的軋縮量不足，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的電焊鋼管之鋼組織的平均結晶粒徑，因而韌性會降低。粗軋結束溫度，更好是在860℃以上。又，粗軋結束溫度，更好是在1000℃以下。
精軋開始溫度(較佳條件) 精軋開始溫度，是在800℃以上且950℃以下為宜。精軋開始溫度低於800℃的話，在精軋工序中，鋼板表面溫度會降到肥粒鐵變態開始溫度以下，而生成大量的加工肥粒鐵，因而降伏比會上昇。另一方面，精軋開始溫度超過950℃的話，沃斯田鐵變得粗大化，而且無法將充分的變形帶導入沃斯田鐵中。因此，難以確保本發明所期望的鋼組織之平均結晶粒徑，韌性會降低。精軋開始溫度，更好是在820℃以上。又，精軋開始溫度，更好是在930℃以下。
精軋結束溫度為750℃以上且900℃以下 精軋結束溫度低於750℃的話，在精軋工序中，鋼板表面溫度會降到肥粒鐵變態開始溫度以下，而生成大量的加工肥粒鐵，因而降伏比會上昇。另一方面，精軋結束溫度超過900℃的話，在沃斯田鐵未再結晶溫度域的軋縮量不足，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的電焊鋼管之鋼組織的平均結晶粒徑，因而韌性會降低。精軋結束溫度，更好是在770℃以上。又，精軋結束溫度，更好是在880℃以下。
在930℃以下的合計軋縮率為50%以上 本發明，係在熱軋工序中，藉由將沃斯田鐵中的次結晶粒予以細微化，而使得在後續的冷卻工序、捲取工序中所生成的肥粒鐵、變韌鐵及其餘部分組織都變成細微化，而可獲得具有本發明所期望的強度及韌性之電焊鋼管的鋼組織。在熱軋工序中，為了將沃斯田鐵中的次結晶粒細微化，必須提高在沃斯田鐵未再結晶溫度域的軋縮率，來導入充分的加工應變。為了達成此目的，本發明係將930℃以下的合計軋縮率設定在50%以上。
930℃以下的合計軋縮率低於50%的話，在熱軋工序中無法導入充分的加工應變，因而無法獲得具有本發明所期望的平均結晶粒徑之鋼組織。930℃以下的合計軋縮率，更好是在55%以上，更優是在57%以上。雖然並未特別地規定該合計軋縮率的上限，但是如果超過80%的話，隨著軋縮率的上昇所達到的提高韌性的效果將會變小，只會增加設備的負荷而已。因此，在930℃以下的合計軋縮率，是設定在80%以下為宜。更好是在70%以下。
上述之930℃以下的合計軋縮率，係指：在930℃以下的溫度域中的各輥軋道程的軋縮率的合計。
[冷卻工序] 熱軋工序後，利用冷卻工序來對於熱軋鋼板進行冷卻處理。在冷卻工序中，在到達冷卻停止溫度之前，係以5℃/秒以上且30℃/秒以下的平均冷卻速度進行冷卻處理，直到400℃以上且650℃以下的冷卻停止溫度為止。
冷卻開始至冷卻停止(冷卻結束)的平均冷卻速度為5℃/秒以上且30℃/秒以下 以熱軋鋼板的板厚中心溫度為準，從冷卻開始起迄後述的冷卻停止的溫度域中的平均冷卻速度，如果低於5℃/秒的話，肥粒鐵或變韌鐵的核生成次數將會減少，肥粒鐵或變韌鐵將會變得粗大化，因而無法獲得具有本發明所期望的平均結晶粒徑之鋼組織。另一方面，如果平均冷卻速度超過30℃/秒的話，將會生成大量的麻田散鐵，韌性會降低。平均冷卻速度，更好是在10℃/秒以上。又，平均冷卻速度，更好是在25℃/秒以下。
此外，在本發明中，基於抑制在進行冷卻前之生成在鋼板表面的肥粒鐵之觀點考量，在精軋結束後隨即開始進行冷卻為宜。
冷卻停止溫度為400℃以上且650℃以下 以熱軋鋼板的板厚中心溫度為準，冷卻停止溫度低於400℃的話，將會生成大量的麻田散鐵，韌性會降低。另一方面，冷卻停止溫度超過650℃的話，肥粒鐵或變韌鐵的核生成次數會減少，這些肥粒鐵或變韌鐵將會變得粗大化，因而無法獲得具有本發明所期望的平均結晶粒徑之鋼組織。又，有時候，C會很容易濃縮在未變態沃斯田鐵內，沃斯田鐵的占比變高，bcc相的體積百分率降低。冷卻停止溫度，更好是在430℃以上。又，冷卻停止溫度，更好是在620℃以下。
又，在本發明中，沒有特別做聲明的話，是以((冷卻前之熱軋鋼板的板厚中心溫度-冷卻後之熱軋鋼板的板厚中心溫度)/冷卻時間)所獲得的數值(冷卻速度)來當作平均冷卻速度。冷卻方法，係可舉出：比如從噴嘴將水噴射出去水冷方式，或者將冷卻用氣體噴射出去的氣冷方式等。在本發明中，是以對於熱軋鋼板的雙面都以相同條件進行冷卻的方式，來對於熱軋鋼板雙面都實施冷卻操作(處理)為宜。
[捲取工序] 捲取溫度為400℃以上且650℃以下 冷卻工序後的捲取工序，是將熱軋鋼板捲取成鋼帶捲狀，然後，進行放置冷卻。基於鋼板組織的觀點考量，在捲取工序中，是在400℃以上且650℃以下之捲取溫度的條件下進行捲取。捲取溫度低於400℃的話，將會生成大量的麻田散鐵，韌性會降低。捲取溫度超過650℃的話，肥粒鐵或變韌鐵的核生成次數會減少，這些肥粒鐵或變韌鐵將會變得粗大化，因而無法獲得具有本發明所期望的平均結晶粒徑之鋼組織。又，有時候，C會很容易濃縮在未變態沃斯田鐵內，沃斯田鐵的占比變高，bcc相的體積百分率降低。捲取溫度，更好是在430℃以上。又，捲取溫度，更好是在620℃以下。
[造管工序] 熱軋鋼板的溫度為-40℃以下 捲取工序之後，係在造管工序中實施造管處理。在造管工序中，是將熱軋鋼板連續地釋出的同時，在-40℃以下的溫度下，利用滾壓成形加工將熱軋鋼板製成圓筒狀的未密封管(圓型鋼管)，再將該未密封管的管周方向對接部利用高頻電阻加熱使其熔融，同時又利用擠壓輥以既定的擠壓對接量進行擠壓對接的狀態下，進行電縫焊接而製成鋼管素材。
在造管工序中之熱軋鋼板的冷卻方法，是將捲取成鋼帶捲狀的熱軋鋼板，預先進行冷卻至-40℃以下。也可以又將一部分的造管設備也進行冷卻至-40℃以下。
藉由將熱軋鋼板的溫度冷卻至-40℃以下，可以抑制在造管工序中被導入之差排的運動，防止差排互相交纏，而能夠使其當成可動差排殘留下來。換言之，因為被導入到結晶粒內的差排是均勻地分佈，因此A值變大。
在造管工序之熱軋鋼板的溫度高於-40℃的話，在造管工序中被導入的差排很容易進行運動，差排很容易互相交纏而變成晶胞化，可動差排變少。在造管工序中之熱軋鋼板的溫度，更好是在-50℃以下，更優是在-55℃以下。
在造管工序中之熱軋鋼板的溫度下限，雖然並未特別地規定，但是，基於熱軋鋼板之變形阻力的上昇所導致的造管負荷的增大、油壓裝置等的溫度管理、以及冷卻成本的觀點考量，是設定在-90℃以上為宜。更好是在-80℃以上。
電縫焊接時的擠壓對接量(較佳條件) 電縫焊接時的擠壓對接量，係以可將造成韌性降低的原因之氧化物和氮化物等的夾雜物與熔鋼一起排出的方式來進行控制。擠壓對接量，係設在鋼板厚度的20%以上為宜。如果擠壓對接量設在高於鋼板厚度之100%的話，擠壓輥負荷變得太大，因此，擠壓對接量，係控制在：鋼板厚度的20%以上且鋼板厚度的100%以下的範圍內為宜。更好是在鋼板厚度的40%以上且在鋼板厚度的80%以下。
擠壓對接量，係從電縫焊接前之鋼管(未密封管)的外周長與電縫焊接後之鋼管的外周長之差值計算出來的。
[定徑工序] 鋼管素材的縮徑溫度為-40℃以下 在電縫焊接之後的定徑工序中，係利用配置在鋼管素材的上下左右之輥子(定徑輥)，在-40℃以下的溫度下對於鋼管素材進行縮徑加工，而將外徑及真圓度調整至所期望的數值。
在定徑工序中之電焊鋼管的冷卻方法，係可舉出例如：上述之先冷卻至-40℃以下的溫度來進行造管工序後，隨即連續地實施定徑工序的方法、還有將造管工序後的電焊鋼管再冷卻之後才實施定徑工序的方法。此外，也可以將定徑工序中的一部分設備也進行冷卻至-40℃以下。
藉由將進行定徑工序前之電焊鋼管的溫度控制在-40℃以下，可以抑制在定徑工序中被導入之差排的運動，防止差排互相交纏，而能夠使其當成可動差排殘留下來。換言之，因為被導入到結晶粒內的差排是均勻地分佈，因此A值變大。
在定徑工序中之電焊鋼管的溫度高於-40℃的話，在定徑工序中被導入的差排很容易進行運動，差排很容易互相交纏而變成晶胞化，可動差排變少。在定徑工序中之電焊鋼管的溫度，更好是在-50℃以下，更優是在 -55℃以下。
在定徑工序中之電焊鋼管的溫度下限，雖然並未特別地規定，但是基於電焊鋼管之變形阻力的上昇所導致的定徑加工負荷的增大、油壓裝置等的溫度管理、以及冷卻成本的觀點考量，係設定在-90℃以上為宜。更好是在-80℃以上。
縮徑率(較佳條件) 為了提昇外徑精度及真圓度，在定徑工序中，係以鋼管周長的合計減少比率為0.5%以上的比率，來將鋼管進行縮徑為宜。如果是以鋼管周長的合計減少比率高於4.0%的比率，來對於鋼管進行縮徑的話，鋼管素材通過定徑輥時之管軸方向的彎曲量太大，降伏比會上昇。因此，是以鋼管周長的減少比率為0.5%以上且4.0%以下的比率來進行縮徑加工為宜。該比率，更好是在1.0%以上且在3.0%以下。
此外，在電縫焊接後的定徑工序中，藉由將鋼管素材通過定徑輥時之管軸方向的彎曲量極力地控制成較小，可以抑制降伏比的上昇。因此，是使用複數座的定徑輥軋機來進行多階段的縮徑加工為佳，各個定徑輥軋機的縮徑比率，以相鄰的定徑輥軋機互相比較，是以管周長的減少比率為1.0%以下的比率來進行縮徑加工為佳。又，該比率更好是在0.50%以上。
利用以上說明之電焊鋼管的製造方法，可以製造出本發明的電焊鋼管。
又，如上所述，本發明之電焊鋼管的製造方法，亦可適合用於製造：母材部的厚度為15mm以上且30mm以下的範圍內之厚管壁材的電焊鋼管。
鋼管是否為電焊鋼管，可藉由下列的方式來進行判斷。從與管軸方向垂直的方向將電焊鋼管切斷，將包含焊接部(電縫焊接部)在內的切剖面進行研磨之後，利用腐蝕液進行腐蝕，以光學顯微鏡進行觀察。如果焊接部(電縫焊接部)之熔融凝固部在管周方向上的寬度，在鋼管整體厚度中為1.0μm以上且1000μm以下的話，就是電焊鋼管。此外，腐蝕液係配合鋼成分、鋼管的種類來選擇合適的腐蝕液即可。
茲使用圖1來進一步說明焊接部(電縫焊接部)。圖1是焊接部及其周邊領域的管周方向剖面圖，是顯示出將包含焊接部在內的切剖面進行研磨和腐蝕之後的狀態。如圖1所示，可以看出來熔融凝固部3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。例如：以碳鋼及低合金鋼所製成的電焊鋼管之熔融凝固部3，在利用硝酸鹽腐蝕液腐蝕之後的上述切剖面中，以光學顯微鏡進行觀察時，可以看出是白色而被界定為熔融凝固部3。 [實施例]
茲佐以實施例更詳細說明本發明如下。但是，本發明並不限定在以下的實施例。
首先，熔製出具有表1所示的組成分之熔鋼，且製成鋼胚(鋼素材)。將製得的鋼胚執行表2所示的條件之熱軋工序、冷卻工序、捲取工序而製成熱軋鋼板(電焊鋼管用熱軋鋼板)。
捲取工序之後，將冷卻至表2所示的溫度後的熱軋鋼板利用滾壓成形加工而成形出圓筒狀的未密封管(圓型鋼管)，對於未密封管的對接部分進行電縫焊接而製成鋼管素材(造管工序)。接下來，在表2所示的溫度下，對於鋼管素材進行縮徑加工(定徑工序)，而製成表2所示的外徑D(mm)及厚度t(mm)的電焊鋼管。
從製成的電焊鋼管採取各種試驗片，依據下列的方法，進行：差排解析、組織解析、拉伸試驗、夏比衝擊試驗。各種試驗片是從：以電縫焊接部作為0°時之在管周方向上距離電縫焊接部90°的地方的母材部採取出來的。
[差排解析] 使用：將與管長度方向及厚度方向都保持平行的剖面進行鏡面研磨之後，實施了厚度為100μm之電解研磨來除去表面加工層，以使得X射線繞射面正好位於厚度中央部的方式來製成的試驗片，進行X射線繞射，再從X射線繞射的結果，利用改良型威爾森-霍爾法(modified Williamson-Hall法)及改良型華倫-亞維巴爾赫法(modified Warren-Averbach法)(上述的參考文獻1、2)來求出差排密度ρ。X射線的光源是使用CuKα射線。X射線管電壓為45kV；X射線管電流為200mA。
從上述X射線繞射的結果，使用直接匹配/改良型威爾森-霍爾法(direct-fitting/modified Williamson-Hall法)(上述參考文獻3)求出參數φ。 直接匹配/改良型威爾森-霍爾法(direct-fitting/ modified Williamson-Hall法)(上述參考文獻3)所需的各種定數，分別是Γ 0=0.261、C h00 S=0.298、C h00 E=0.262、q s=2.652、q e=1.372。
差排的伯格斯向量b是0.248×10 -9m。
使用所得到的差排密度ρ、參數φ、差排伯格斯向量b是、及數式(1)，計算出：與差排的分布狀態具有相關性的A值。 A=φ/((πρ/2) 1/2×b)・・・數式(1) 將各自計算出來的A值分別顯示於表3。
[組織解析] 組織解析用的試驗片，是以使得觀察面是與管長度方向及厚度方向都保持平行的剖面且位於厚度中央部的方式從母材採取出來的，經過鏡面研磨之後，再以硝酸鹽腐蝕液進行腐蝕而製成的。組織解析，是使用光學顯微鏡(倍率為1000倍)或掃描型電子顯微鏡(SEM；倍率為1000倍)，觀察位於厚度中央部的組織，並且進行攝影。
從獲得的光學顯微鏡影像及掃瞄型電子顯微鏡影像計算出：肥粒鐵、變韌鐵、波來鐵及其餘部分(麻田散鐵、沃斯田鐵)的面積率。首先進行5個視野以上的觀察，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率，並且以組織解析所獲得的面積率，作為各組織的體積百分率。
再者，因為從光學顯微鏡影像及掃瞄型電子顯微鏡影像很難區別出麻田散鐵與沃斯田鐵，因此，先從所獲得的掃瞄型電子顯微鏡影像測定出被視為麻田散鐵和沃斯田鐵之組織的面積率，再從這些數值減掉利用後述的方法所測定之沃斯田鐵的體積百分率之後，將剩下來的數值視為麻田散鐵的體積百分率。
沃斯田鐵之體積百分率的測定方法，是使用與差排解析所用的試驗片相同的方法製作而成的試驗片，來進行X射線繞射。測定時是使用Mo的Kα射線，並且從fcc鐵的(200)、(220)、(311)面與bcc鐵的(200)、(211)面之積分強度求出沃斯田鐵的體積百分率。並且也同時求出bcc相的體積百分率。
又，平均結晶粒徑的測定方法，如下所述。首先，使用掃描式電子顯微鏡中之背向電子繞射技術(SEM/EBSD法)，計算出結晶粒徑分布的二維直方圖(以橫軸表示結晶粒徑，以縱軸表示各結晶粒徑的存在比率之統計圖表)，而求出結晶粒徑的算術平均值。具體而言，結晶粒徑的測定方法，是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)，而測定出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。此處的圓當量直徑，係指：與測定對象的結晶粒相同面積之圓的直徑。
上述的測定條件的加速電壓是15kV、測定領域是500μm×500μm、測定步進尺寸(測定分解能)是設定在0.5μm。在進行結晶粒徑的解析時，將結晶粒徑低於2.0μm的結晶粒視為測定雜訊而從解析對象中除外，將所獲得的面積率等同於體積百分率。
將所獲得的結果分別顯示於表3。
[拉伸試驗] 拉伸試驗，是以拉伸方向與管長度方向保持平行的方式來採取出日本工業規格JIS 5號的拉伸試驗片，依照日本工業規格JIS Z 2241的規定來實施拉伸試驗。並且進行測定降伏應力YS(MPa)、拉伸強度TS(MPa)之後，計算出以(YS/TS)×100來定義的降伏比YR(%)。而降伏應力YS則是採用：標稱應變0.5%時的流動應力。
將所獲得的結果分別顯示於表4。
[夏比衝擊試驗] 夏比衝擊試驗，是從所製成的電焊鋼管的厚度中央部，以試驗片的長度方向與管長度方向保持平行的方式來採取出V型缺口試驗片。依照日本工業規格JIS Z 2242的規定，實施了在-40℃的溫度下的試驗，而求出夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量(J)。試驗片數為各三片，將這三片之衝擊吸收能量的平均值當作電焊鋼管的衝擊吸收能量。
將所獲得的結果顯示於表4。
Figure 02_image001
Figure 02_image003
Figure 02_image005
Figure 02_image007
表3～表4中的鋼管No.1～5、12、13、19～22是本發明例，鋼管No.6～11、14～18是比較例。
本發明例的電焊鋼管，母材部的鋼組織是bcc相，以體積百分率計，都是佔80%以上，平均結晶粒徑都是15.0μm以下，A值都是0.55以上且0.85以下。又，這些本發明例的電焊鋼管的機械特性，都是降伏比為90%以下，在-40℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量都是100J以上。
1:母材部 2:焊接熱影響部 3:熔融凝固部
[圖1]係顯示包含電焊鋼管的焊接部及其周邊之管周方向剖面(對管軸方向垂直的剖面)之示意圖。

Claims (9)

  1. 一種電焊鋼管，是具有母材部與焊接部，其中， 在前述母材部之厚度中央部的鋼組織， bcc相以體積百分率計，是80%以上， 平均結晶粒徑，是15.0μm以下， 以數式(1)來表示的A值，是0.55以上且0.85以下， 管軸方向的降伏比，是90%以下，並且 前述母材部在-40℃時的夏比衝擊試驗的衝擊吸收能量，是100J以上， A=φ/((πρ/2) 1/2×b)・・・數式(1) 數式(1)中， φ：表示利用X射線繞射所獲得之加工度的參數， ρ：差排密度(m -2)， b：差排的伯格斯向量(m)， π：圓周率。
  2. 如請求項1所述之電焊鋼管，其中，前述母材部的組成分，以質量%計，含有 C：0.001%以上0.30%以下、 Si：0.01%以上2.0%以下、 Mn：0.20%以上3.0%以下、 P：0.050%以下、 S：0.020%以下、 Al：0.005%以上0.10%以下、 N：0.010%以下、以及 Ti：0.15%以下，並且 其餘部分是Fe以及不可避免的雜質。
  3. 如請求項2所述之電焊鋼管，其中，除了前述組成分之外，以質量%計，還含有從 Cu：1.0%以下、 Ni：1.0%以下、 Cr：1.0%以下、 Mo：1.0%以下、 Nb：0.15%以下、 V：0.15%以下、 Ca：0.010%以下、以及 B：0.010%以下 之中所選出的一種或兩種以上。
  4. 如請求項1至請求項3之任一項所述之電焊鋼管，其中，前述母材部的厚度，是15mm以上且30mm以下。
  5. 如請求項1至請求項4之任一項所述之電焊鋼管，其中，在前述母材部之厚度中央部的鋼組織，以體積百分率計，肥粒鐵與變韌鐵的合計，是85%以上。
  6. 一種電焊鋼管的製造方法，是用來製造如請求項1至請求項5之任一項所述的電焊鋼管之方法，具有： 熱軋工序，是將鋼素材加熱到達1100℃以上且1300℃以下的加熱溫度後，再以粗軋結束溫度為850℃以上且1150℃以下，精軋結束溫度為750℃以上且900℃以下，並且在930℃以下的合計軋縮率為50%以上的條件，來實施熱軋而製成熱軋板； 冷卻工序，是以鋼板厚度中心溫度為準，以5℃/秒以上且30℃/秒以下的平均冷卻速度，冷卻停止溫度為400℃以上且650℃以下的條件，對於前述熱軋板進行冷卻處理； 捲取工序，是在溫度為400℃以上且650℃以下的條件下，將前述熱軋板進行捲取而製成熱軋鋼板； 造管工序，是在-40℃以下的溫度下，利用滾壓成形加工將前述熱軋鋼板形成圓筒狀，並且實施電縫焊接而製成鋼管素材；以及 定徑工序，是在-40℃以下的溫度下，將前述鋼管素材進行縮徑而製成電焊鋼管。
  7. 如請求項6所述之電焊鋼管的製造方法，其中，前述鋼素材的組成分，以質量%計，含有 C：0.001%以上0.30%以下、 Si：0.01%以上2.0%以下、 Mn：0.20%以上3.0%以下、 P：0.050%以下、 S：0.020%以下、 Al：0.005%以上0.10%以下、 N：0.010%以下、以及 Ti：0.15%以下，並且 其餘部分是Fe以及不可避免的雜質。
  8. 如請求項7所述之電焊鋼管的製造方法，其中，除了前述組成分之外，以質量%計，還含有從 Cu：1.0%以下、 Ni：1.0%以下、 Cr：1.0%以下、 Mo：1.0%以下、 Nb：0.15%以下、 V：0.15%以下、 Ca：0.010%以下、以及 B：0.010%以下 之中所選出的一種或兩種以上。
  9. 如請求項6至請求項8之任一項所述之電焊鋼管的製造方法，其中，前述電焊鋼管之母材部的厚度，是15mm以上且30mm以下。
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