CN114729428A - 电阻焊钢管及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供电阻焊钢管及其制造方法。对于本发明的电阻焊钢管而言，焊接部的热影响区的钢组织以贝氏体铁素体相和/或贝氏体相为主体，焊接部的热影响区的壁厚中央部的钢组织中，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的面积率的合计相对于焊接部的热影响区的壁厚中央部的组织整体为90％以上，焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的钢组织中，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径为20μm以下，焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径相对于焊接部的热影响区的壁厚中央部的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径为0.5倍以上且2倍以下。

Description

电阻焊钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及电阻焊钢管及其制造方法。
背景技术
对于电阻焊钢管而言，将热轧钢带(或热轧钢板)通过辊轧成形进行冷成形后，通过电阻加热(或感应加热)使钢带的宽度方向的两端面局部地熔融，一边利用挤压辊进行加压一边进行上述两端面的焊接。由于该焊接部为淬火组织，因此，进行上述焊接后，通过对焊接部进行热处理来进行钢组织的控制，得到期望的强度、韧性等焊接部的机械特性(特性)。在焊接部的热处理中，主要通过从焊接部的外表面侧开始的利用感应加热器的感应加热和利用水冷的强制冷却来进行淬火和回火。
特别是对于管线管用途的电阻焊钢管而言，对厚壁化的要求正在增加。对于厚壁的电阻焊钢管，为了抑制以焊接部位为起点的断裂，要求优良的韧性。因此，通过由上述焊接部的热处理引起的来自外表面侧的热传导来对焊接部的内表面侧进行加热和冷却。但是，在加热中的焊接部会在壁厚方向上产生温度偏差。其结果是，如果钢管(电阻焊钢管)的壁厚增加，则钢管的外表面与内表面的温度偏差变大，因此难以使焊接部的内表面的温度达到目标温度。因此，采用如下方法：在利用设置数量有限的感应加热器对厚壁材料进行焊接部的热处理时，通过增加对钢管的外表面的加热温度，使热向钢管的内表面的移动量增加，从而使内表面的温度达到目标温度。但是，钢管的外表面变得过度加热，因此产生钢组织的粗大化、韧性的劣化等不良影响。
根据以上情况，为了得到焊接部的期望的特性，需要在焊接部的热处理时以适当的热历程对钢管的外表面和内表面进行控制。作为进行该热历程的控制的方案，可以列举例如专利文献1～专利文献3。
专利文献1中公开了一种方法，其中，将焊接部加热到Ac3相变点以上且1050℃以下，以10℃/秒以上且铁素体析出的范围的冷却速度将焊接部外表面温度从800℃冷却到500℃～400℃，在该焊接部外表面温度达到500℃～400℃的时刻强化冷却，冷却到焊接部外表面温度变为200℃以下。
专利文献2中公开了一种方法，其中，将焊接部加热到800℃～1000℃后，以20℃/秒～200℃/秒的冷却速度从Ar3相变点以上急速冷却到Ar1相变点以下，使电阻焊部的组织中残留有残余奥氏体。
专利文献3中公开了一种方法，其中，进行以焊接部的壁厚方向的各位置的温度为850～1150℃范围的温度的方式进行加热的电阻焊部加热处理，接着，以在电阻焊部壁厚方向的各位置平均冷却速度为10～70℃/秒的范围的方式冷却到550℃以下的冷却停止温度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平5-51648号公报
专利文献2：日本专利第4105796号公报
专利文献3：日本专利第5708723号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，专利文献1～专利文献3的技术中的任一种方法都是通过控制冷却速度和冷却停止温度来进行组织控制。另外，在专利文献1～专利文献3中，在电阻焊后的焊接部，从钢管的外表面侧利用高频加热进行单侧的加热。此时，反复加热直至焊接部的内表面温度变为目标温度。在该加热工序中，钢管的外表面长时间保持高温状态，因此，发生热影响区的晶粒生长，形成粗大晶粒。其结果是存在容易以形成了粗大晶粒的热影响区的外表面为起点而发生脆性断裂的问题。
另外，如上所述，对于将厚壁材料的焊接部的内表面加热到目标温度，需要增设感应加热器，增加加热次数。但是，感应加热器的端子、电源面板的大小导致设备空间的问题，有时不能增设。这种情况下，存在如下问题：为了实现将焊接部的内表面加热到目标温度，即使损害焊接部的韧性也不得不使焊接部的外表面的加热温度超过适当范围。
本发明是鉴于上述问题而完成的，目的在于提供通过在预定的条件下对厚壁的钢管进行焊接部的热处理而在焊接部的热影响区的外表面具有优良的韧性的电阻焊钢管及其制造方法。
在此，本发明的“优良的韧性”是指通过后述的实施例记载的方法测定的在容易发生脆性断裂的焊接部的热影响区的外表面附近的夏比冲击试验中0℃下的吸收能为100J以上。另外，本发明的“厚壁”是指钢管的壁厚为12mm以上且25mm以下。外表面、内表面分别是指钢管的外表面、内表面。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决焊接部的热影响区的上述问题进行了深入研究。具体而言，为了在焊接部的热处理中使热向焊接部内表面侧的移动量增加，即使在焊接部外表面的加热温度超过预定的温度范围的情况下，抑制粗大组织的生成也很重要，对用于实现这一点的方法进行了研究。其结果是发现了以下见解。
因焊接部的外表面的过度加热而产生的粗大组织(粗大的钢组织)暂时通过冷却而从奥氏体相相变为贝氏体铁素体相和/或贝氏体相。然后，通过再加热，从贝氏体铁素体相和/或贝氏体相相变为奥氏体相。想到：通过此时发生的钢组织的微细化，能够抑制焊接部的热影响区的外表面的表层部中的粗大组织。
另外，控制焊接部的外表面的冷却停止温度，以将上述冷却限定在产生粗大组织的焊接部的热影响区的外表面的表层部。认为：由此，能够减小向焊接部的内表面侧的热传导所引起的冷却的影响。
此外，为了使被来自焊接部的外表面侧的热传导加热的焊接部的内表面的温度高效地增加，需要使外表面与内表面的温度差大。因此，在具有多段感应加热器的焊接部热处理工序中，将加热工序分为多次。即，在焊接部热处理工序的前段，对焊接部的外表面进行高温加热是有效的，然后，在焊接部热处理工序的后段，对焊接部的外表面在Ac3相变点以上、例如900℃以上且不发生钢组织的粗大化的温度范围进行加热是有效的。认为通过该焊接部热处理能够得到抑制了热影响区的外表面的粗大组织的焊接部。此外发现，在后段的加热时，以焊接部的内表面温度达到目标温度的方式进行加热控制，由此能够进一步抑制外表面的粗大组织。
本发明基于上述见解，其主旨如下所述。
[1]一种电阻焊钢管，其中，
焊接部的热影响区的钢组织以贝氏体铁素体相和/或贝氏体相为主体，
上述焊接部的热影响区的壁厚中央部的钢组织中，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的面积率的合计相对于焊接部的热影响区的壁厚中央部的组织整体为90％以上，
上述焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的钢组织中，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径为20μm以下，
上述焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径相对于上述焊接部的热影响区的壁厚中央部的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径为0.5倍以上且2倍以下。
[2]如上述[1]所述的电阻焊钢管，其中，从所述焊接部的在壁厚方向上距外表面1mm的位置起到所述焊接部的在壁厚方向上距外表面11mm的位置为止的区域的、0℃下的夏比冲击试验的吸收能为100J以上。
[3]如上述[1]或[2]所述的电阻焊钢管，其中，母材部具有以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.05～0.30％、Mn：0.80～2.00％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Nb：0.010～0.100％、Ti：0.001～0.025％、Al：0.01～0.08％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。
[4]如上述[3]所述的电阻焊钢管，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、V：0.10％以下、Ca：0.0050％以下中的一种或两种以上。
[5]一种电阻焊钢管的制造方法，其中，
对钢原材进行成形加工并进行电阻焊，
接着，将焊接部的外表面加热到1000℃以上且1400℃以下的温度后，
将上述焊接部的外表面以20℃/秒以上且200℃/秒以下的平均冷却速度冷却到Ac1相变点以下，
然后，将上述焊接部的外表面再加热到900℃以上且1120℃以下的温度。
[6]如上述[5]所述的电阻焊钢管的制造方法，其中，在上述再加热中，进行加热以使上述焊接部的内表面达到Ac3相变点以上的温度。
[7]如上述[5]或[6]所述的电阻焊钢管的制造方法，其中，在上述再加热之后，在平均冷却速度为20℃/秒以上且70℃/秒以下、冷却停止温度为300℃以上且550℃以下的条件下对上述焊接部的外表面进行淬火。
发明效果
根据本发明，可以提供通过抑制钢管的焊接部的热影响区的外表面的表层部的组织的粗大化而焊接部的韧性优良的电阻焊钢管及其制造方法。
附图说明
图1是说明本发明的一个实施方式的制管工序的图。
图2是说明本发明的一个实施方式的焊接部热处理工序的图。
具体实施方式
以下，对本发明详细地进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下实施方式。
首先，对本发明的电阻焊钢管进行说明。
如后所述，本发明的电阻焊钢管如下制造：将卷绕成卷材的钢带(包括热轧钢板)作为原材，进行利用多个辊对该原材进行中间成形而制成近似圆筒形状的开口管后进行电阻焊的制管工序，接着对电阻焊部进行焊接部热处理，由此制造本发明的电阻焊钢管。本发明的电阻焊钢管具有母材部和在管轴方向上的焊接部(电阻焊部)。在本发明中，“焊接部”是指在后述的制管工序中开口管的相对的端面被压接的区域的焊接金属、即焊缝部和焊接热影响区。“母材部”是指上述焊接部以外的区域。
在此，按照母材部的成分组成、焊接部的钢组织的顺序进行说明。
对本发明的电阻焊钢管的母材部的成分组成进行说明。需要说明的是，表示成分组成的含量的“％”是指“质量％”。
母材部优选具有以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.05～0.30％、Mn：0.80～2.00％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Nb：0.010～0.100％、Ti：0.001～0.025％、Al：0.01～0.08％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。
C：0.02～0.10％
C是大大地有助于增加钢管(电阻焊钢管)的强度的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.02％以上的C。另一方面，含有超过0.10％的C时，促进珠光体、马氏体等硬质相的生成，因此有可能导致韧性的降低。另外，C超过0.10％而大量含有时，有可能使贝氏体相的强度(硬度)过度升高，使韧性降低。因此，C含量优选设定为0.02～0.10％。需要说明的是，更优选设定为0.03％以上。更优选设定为0.08％以下。进一步优选设定为0.04％以上。进一步优选设定为0.07％以下。
Si：0.05～0.30％
Si是固溶在钢中而有助于钢管的强度升高、并且有助于减少热轧时的氧化皮剥离量的元素。为了确保这样的效果，优选含有0.05％以上的Si。需要说明的是，Si与Mn氧化物一起形成粘度高的共晶氧化物。但是，Si含量小于0.05％时，共晶氧化物中的Mn浓度相对变高。由此，共晶氧化物的熔点超过钢水温度，氧化物容易残留在焊接部中，使焊接部的韧性降低。另一方面，Si超过0.30％而含有时，有可能红锈的形成变得显著，使钢管和作为钢管原材的钢板的外观性状劣化，并且产生热轧时的冷却不均，使钢管和作为钢管原材的钢板的材质的均匀性降低。另外，Si超过0.30％而含有时，共晶氧化物中的Si浓度相对变高。由此，有可能共晶氧化物的熔点超过钢水温度，并且氧化物量增加，氧化物容易残留在焊接部，使焊接部的韧性降低。因此，Si含量优选设定为0.05～0.30％。需要说明的是，更优选设定为0.10％以上。更优选设定为0.25％以下。进一步优选设定为0.12％以上。进一步优选设定为0.24％以下。
Mn：0.80～2.00％
Mn固溶在钢中，通过固溶强化有助于增加钢管的强度。与此同时，是经由淬透性提高通过相变强化而有助于增加钢管的强度、进而有助于提高韧性的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.80％以上的Mn。Mn与Si氧化物一起形成粘度高的共晶氧化物。但是，Mn含量小于0.80％时，共晶氧化物中的Si浓度相对变高。由此，有可能氧化物的熔点超过钢水温度，因此，氧化物容易残留在焊接部，导致焊接部的韧性降低。另一方面，Mn超过2.00％而大量含有时，共晶氧化物中的Mn浓度相对变高，共晶氧化物的熔点超过钢水温度。与此同时，有可能氧化物量增加，氧化物容易残留在焊接部，使焊接部的韧性降低。另外，Mn超过2.00％而大量含有时，有可能淬透性过度提高，容易形成马氏体相，韧性降低。因此，Mn含量优选设定为0.80～2.00％。需要说明的是，更优选设定为0.90％以上。更优选设定为1.80％以下。进一步优选设定为0.92％以上，更进一步优选设定为0.95％以上。进一步优选设定为1.78％以下。
P：0.030％以下
P在晶界偏析的倾向强，由此使韧性降低。因此，优选尽可能减少，但可以允许到0.030％。因此，P含量优选设定为0.030％以下。更优选设定为0.025％以下，进一步优选设定为0.015％以下。需要说明的是，P的过度减少导致精炼时间的长时间化，导致制造成本的升高，因此优选设定为0.002％以上。
S：0.0050％以下
S在钢中形成MnS，使韧性降低。因此，S优选尽可能减少，但可以允许到0.0050％。因此，S含量优选设定为0.0050％以下。更优选设定为0.0040％以下，进一步优选设定为0.003％以下。需要说明的是，S的过度减少导致精炼时间的长时间化，导致制造成本的升高，因此优选设定为0.002％以上。
Nb：0.010～0.100％
Nb是在钢板制造时(制造作为钢管原材的钢板时)的热轧中以Nb碳氮化物的形式微细地析出而有助于增加作为钢管原材(钢原材)的钢板的强度的元素。另外，在电阻焊钢管的焊接部的热处理时抑制奥氏体晶粒的晶粒生长，有助于焊接部的组织微细化。为了确保这样的效果，优选含有0.010％以上的Nb。另一方面，Nb超过0.100％而大量含有时，有可能Nb碳氮化物的析出量增大，使作为钢管原材的钢板的韧性、钢管的母材部韧性和钢管的焊接部韧性降低。因此，Nb含量优选设定为0.010～0.100％。需要说明的是，更优选设定为0.020％以上。更优选设定为0.080％以下。进一步优选设定为0.022％以上，更进一步优选设定为0.030％以上。进一步优选设定为0.078％以下。
Ti：0.001～0.025％
Ti是与N结合形成TiN而具有防止N的不良影响的作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上的Ti。另一方面，Ti超过0.025％而大量含有时，有可能沿着铁的解理面析出的Ti碳氮化物量增加，使作为钢管原材的钢板的韧性、钢管的母材部韧性和钢管的焊接部韧性降低。因此，Ti含量优选设定为0.001～0.025％。需要说明的是，更优选设定为0.005％以上。更优选设定为0.015％以下。进一步优选设定为0.007％以上。进一步优选设定为0.012％以下。
Al：0.01～0.08％
Al是作为脱氧剂发挥作用的元素。为了确保这样的效果，优选含有0.01％以上的Al。另一方面，Al含有超过0.08％时，Al氧化物的生成变得显著。特别是有可能在焊接部容易残留Al氧化物，使焊接部韧性降低。因此，Al含量优选设定为0.01～0.08％。需要说明的是，更优选设定为0.02％以上。更优选设定为0.07％以下。进一步优选设定为0.030％以上。进一步优选设定为0.050％以下。
余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以允许O(氧)：0.0030％以下、N：0.0050％以下。
以上成分为基本的成分组成。利用上述必须元素，本发明的电阻焊钢管可以得到目标特性。在本发明中，以进一步提高强度、韧性为目的，可以在上述基本成分基础上根据需要含有以下可选元素。
选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、V：0.10％以下、Ca：0.0050％以下中的一种或两种以上
Cu、Ni、Cr、Mo均是具有提高淬透性的作用的元素，可以根据需要选择含有一种或两种以上。
Cu是具有通过提高淬透性而使强度增加、使韧性提高的作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.05％以上的Cu。更优选设定为0.10％以上。另一方面，Cu即使超过0.50％而含有，上述效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，经济上变得不利。因此，在含有Cu的情况下，Cu含量优选设定为0.50％以下。更优选设定为0.35％以下。
Ni与Cu同样是具有通过提高淬透性而使强度增加、使韧性提高的作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.05％以上的Ni。更优选设定为0.08％以上。另一方面，Ni超过0.50％而含有时，在铸片(钢坯)加热时Fe的晶界氧化变得剧烈，助长表面缺陷的产生。因此，在含有Ni的情况下，Ni含量优选设定为0.50％以下。更优选为0.35％以下。
Cr与Cu、Ni同样是具有通过提高淬透性而使强度增加、使韧性提高的作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.05％以上的Cr。更优选设定为0.10％以上。另一方面，Cr超过0.50％而含有时，在焊接部形成Cr氧化物，使焊接部的韧性显著降低。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量优选设定为0.50％以下。更优选为0.30％以下。
Mo与Cu、Ni、Cr同样是具有通过提高淬透性而使强度、韧性显著提高的作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.05％以上的Mo。更优选设定为0.10％以上。另一方面，Mo超过0.50％而含有时，在焊接部的热处理时容易在焊接部生成上述硬质第二相，使焊接部的韧性降低。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量优选设定为0.50％以下。更优选为0.25％以下。
V：0.10％以下
V是通过固溶在钢中的固溶强化、以及通过以碳化物形式析出的析出强化而有助于增加钢管和作为钢管原材的钢板的强度的元素。为了确保这样的效果，优选含有0.005％以上的V。更优选设定为0.010％以上。另一方面，V即使超过0.10％而含有，效果也饱和，经济上变得不利。因此，在含有V的情况下，V含量优选设定为0.10％以下。更优选设定为0.085％以下。
Ca：0.0050％以下
Ca是有效地有助于控制MnS等硫化物的形态的元素。另一方面，Ca即使超过0.0050％而含有，效果也饱和，不能期待与含量相符的效果，经济上变得不利。与此同时，Ca氧化物量变多，特别是使焊接部的韧性降低。因此，在含有Ca的情况下，Ca含量优选设定为0.0050％以下。更优选设定为0.0035％以下。进一步优选设定为0.0030％以下。更优选设定为0.0010％以上。
接着，对本发明的电阻焊钢管的焊接部的钢组织进行说明。
对于本发明的电阻焊钢管而言，焊接部的热影响区的壁厚中央部的钢组织以贝氏体铁素体相和/或贝氏体相为主体，焊接部的热影响区的壁厚中央部的钢组织中，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的面积率的合计相对于焊接部的热影响区的壁厚中央部的组织整体为90％以上，焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的钢组织中，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径为20μm以下，焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径相对于焊接部的热影响区的壁厚中央部的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径为0.5倍以上且2倍以下。
需要说明的是，焊接部具有焊缝部及其周边的热影响区。如上所述，本发明的目的在于得到热影响区的优良的韧性。因此，对热影响区的以焊缝部为中心在周向上相隔2mm和4mm的位置的钢组织进行规定。
焊接部的热影响区的钢组织以贝氏体铁素体相和/或贝氏体相为主体。在此，上述“贝氏体铁素体相和/或贝氏体相”是指选自贝氏体铁素体相和贝氏体相中的一种或两种。在包含贝氏体铁素体相和贝氏体相这两种的情况下，只要两种满足各条件或者任一种满足各条件就可以得到以下说明的效果。
在本发明中，将以相对于焊接部的热影响区的壁厚中央部的组织整体的面积率计为90％以上的情况称为主体。上述钢组织(贝氏体铁素体相和/或贝氏体相)的面积率的合计小于90％时，马氏体、珠光体等硬质相的面积率增加，得不到在本发明中作为目标的焊接部的韧性。
热影响区的壁厚中央部的钢组织中，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的面积率的合计相对于热影响区的壁厚中央部的组织整体设定为90％以上。小于90％时，得不到在本发明中作为目标的韧性。因此，上述热影响区的壁厚中央部的钢组织中，以贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的面积率的合计计设定为90％以上。优选设定为93％以上。更优选设定为95％以上。该贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的面积率的合计的上限优选为100％以下，更优选为97％以下。
在本发明中，热影响区的壁厚中央部的钢组织中，作为上述主体以外的组织(以下，有时称为“余量组织”)，可以列举马氏体相、珠光体相、其他组织(渗碳体等)。只要满足上述本发明的钢组织的条件，则可以允许含有余量组织。但是，这些组织为硬质相，因此，从余量组织的含有率增加时韧性显著劣化的观点出发，余量组织以各组织的面积率的合计计优选为10％以下。更优选设定为3％以下，进一步优选设定为小于1％。
需要说明的是，在本发明中，热影响区的钢组织的面积率、热影响区的壁厚中央部的钢组织可以通过后述的实施例中记载的方法进行测定。
焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的钢组织中，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径为20μm以下。
焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置(以下，有时称为焊接部的外表面部)的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径超过20μm时，得不到在本发明中作为目标的焊接部的热影响区的外表面的韧性。优选设定为16μm以下。更优选设定为14μm以下。从减小与热影响区的壁厚中央部附近的组织的粒径差的观点出发，优选设定为4μm以上。更优选设定为6μm以上。
焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径相对于焊接部的热影响区的壁厚中央部的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径为0.5倍以上且2倍以下。
焊接部整体的特性与焊接部的壁厚方向的各位置的特性的平均值大致同等。因此，对焊接部的热影响区的壁厚中央部的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径与焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径进行比较。即，热影响区的(在壁厚方向上距外表面1mm的位置的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径)/(壁厚中央部的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径)的值小于0.5时，后述的焊接部热处理的后段工序的利用感应加热器的外表面加热为加热不足的状态。其结果是得不到在本发明中作为目标的焊接部的强度、韧性等特性。另一方面，(在壁厚方向上距外表面1mm的位置的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径)/(壁厚中央部的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径)的值超过2时，焊接部的外表面与壁厚中央部的粒径差变大，产生以粗粒部为起点的脆性断裂。
因此，在焊接部的外表面、特别是焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的钢组织中，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径设定为20μm以下，并且，焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径相对于焊接部的热影响区的壁厚中央部的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径设定为0.5倍以上且2倍以下。优选为0.8倍以上且1.8倍以下。
在本发明中，通过后述的焊接部热处理，能够得到抑制了钢管的外表面的钢组织的粗大化的焊接部。即，通过将焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的上述钢组织的平均结晶粒径控制为20μm以下、并且将粒径比控制为0.5～2，能够得到与焊接部的壁厚方向各位置的韧性大致同等的特性。这样的焊接部的组织控制可以通过后述的使用感应加热器的热处理的加热温度、冷却速度、冷却停止温度、再加热温度来控制。
这样得到的本发明的焊接部由于抑制了焊接部的热影响区的外表面的粗大组织，因此与以往的焊接部的热影响区的外表面具有粗大组织的焊接部相比具有优良的韧性。在本发明中，关于焊接部的韧性，优选容易发生脆性断裂的外表面附近的夏比冲击试验的0℃下的吸收能为100J以上。更优选为200J以上。在此，“外表面附近”是指焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置～焊接部的在壁厚方向上距外表面11mm的位置、且以焊缝部为中心在周向上相隔2mm和4mm的位置的区域。
需要说明的是，在本发明中，上述平均结晶粒径可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
本发明的电阻焊钢管可以适合用作管线管。在应用于管线管的情况下，钢原材优选为12～25mm的厚壁的钢原材。另外，优选具备夏比冲击试验的断口转变温度vTrs为-45℃以下的高韧性。因此，例如，本发明的电阻焊钢管的母材部的钢组织优选将贝氏体铁素体相和/或贝氏体相以面积率的合计计设定为95％以上。贝氏体铁素体相和/或贝氏体相小于95％时，上述硬质相马氏体的面积率增加，因此韧性有可能劣化。
接着，对本发明的一个实施方式的电阻焊钢管的制造方法进行说明。
本发明的电阻焊钢管通过进行对钢原材(热轧钢带、热轧钢板)进行成形加工并进行电阻焊的制管工序后对所得到的钢管的焊接部进行焊接部热处理而得到。
例如，可以对钢原材进行成形加工并进行电阻焊，接着，进行如下焊接部热处理：将焊接部的外表面加热到1000℃以上且1400℃以下的温度，然后，将焊接部以20℃/秒以上且200℃/秒以下的平均冷却速度冷却到冷却停止温度、即焊接部的外表面的温度为Ac1相变点以下的温度，然后，将焊接部的外表面再加热到900℃以上且1120℃以下的温度。
以下，详细地进行说明。需要说明的是，在以下的制造方法的说明中，只要没有特别说明，则与温度有关的“℃”表示设定为钢坯、钢板和焊接部的表面温度。这些表面温度例如可以利用辐射温度计等进行测定。另外，钢坯、钢板和焊接部的壁厚中心位置(壁厚的1/2位置)的温度例如可以在钢板的壁厚中心安装热电偶进行测定、或者通过传热分析计算钢板截面内的温度分布并将其结果利用钢板的表面温度进行修正来求出。
在本发明中，钢原材的制造方法没有特别限定。例如，通过将具有上述成分组成的钢水通过转炉、电炉等公知的熔炼方法进行熔炼，通过连铸法、铸锭-开坯轧制法等公知的铸造方法铸造为预定尺寸的钢坯等铸片。接着，优选将钢坯在预定的条件下加热，进行热轧、冷却，由此得到钢原材(热轧钢板、热轧钢带)。
为了得到上述本发明的钢组织，例如，优选使用如下得到的钢原材：将钢坯加热到1100～1280℃的温度，接着，进行由粗轧和Ar3相变点以上且930℃以下的未再结晶温度范围内的累积压下率为20％以上的精轧构成的热轧，上述精轧结束后，立即以在壁厚中心位置平均冷却速度为10～100℃/秒的范围的方式冷却到650℃以下的冷却停止温度，得到钢原材。需要说明的是，冷却后，可以进一步在300℃～650℃的条件下进行卷取、缓冷。
在制管工序中，对钢原材进行成形加工并进行电阻焊。图1中示出本发明的钢管的制管工序的一例。在图1所示的例子中，使用热轧钢带作为钢原材。
如图1所示，将卷绕成卷材的钢带(热轧钢带)5拉出，通过矫平机6进行矫正，使用由多个辊构成的笼式辊组7通过冷加工进行中间成形而制成近似圆形截面的开口管后，利用由多个辊构成的精成型辊组8进行最终成形。最终成形后，进行一边用挤压辊9对开口管的相对的端面进行压接、一边用焊接机10将钢带5的周向对接部加热到熔点以上而进行电阻焊接的电阻焊，制成钢管(电阻焊钢管)1。电阻焊(焊接)不限于电阻焊接，也可以应用高频感应加热焊接。需要说明的是，本发明的制管工序中使用的钢管1的制造设备不限于图1所示的制造设备。
焊接后的钢管1被立即送至热处理设备。
图2中示出对本发明的钢管的焊接部进行热处理(焊接部热处理)的热处理设备的一例。如图2所示，热处理设备具有以与钢管1的焊接部的外表面对向的方式设置的加热装置(例如为感应加热器。在图2所示的例子中，从制管工序的出口侧起依次为第一感应加热器12a、第二感应加热器12b)和水冷却装置(在图2所示的例子中，为第一水冷却装置13、第二水冷却装置14)。钢管1沿图2所示的箭头F的行进方向行进。
在利用感应加热器的加热中，从100Hz～1000Hz的范围内选择加热器的频率，进行焊接部的加热。频率根据电阻焊钢管的特性适当选择即可。如果频率高，则能够进行加热效率高的感应加热，但电流的渗透深度变小，因此加热集中在焊接部的外表面。因此，使用多个感应加热器，将它们的端子沿钢管的长度方向排列，并且在端子间(即相邻的感应加热器间)设置空走距离。由此，使被加热的焊接部的外表面的热通过热传导向周围扩散，同时抑制焊接部的外表面的过度加热。关于上述空走距离，只要被加热的区域的热充分地扩散、并由此得到特别是焊接部内表面的温度增加的作用即可。因此，上述空走距离优选在约数百mm～约数千mm的范围内设定。在该端子间的至少一处设置具有水冷却用喷嘴组的水冷却装置。本发明的焊接部热处理以该水冷却装置为基准，将相对于该基准处于上游的利用感应加热器的加热分为前段工序(加热工序)，将相对于该基准处于下游的利用感应加热器的再加热分为后段工序(再加热工序)。
需要说明的是，在图2所示的例子中，使用两个感应加热器(第一感应加热器12a、第二感应加热器12b)，在这些端子间设置第一水冷却装置13，在第二感应加热器12b的出口侧设置第二水冷却装置14。利用第一感应加热器12a的加热为前段工序，在利用第一水冷却装置13的加热中途的冷却为冷却工序，利用第二感应加热器12b的加热(再加热)和利用第二水冷却装置14的冷却(淬火)为后段工序。
在焊接部热处理的工序中，使用图2所示的热处理设备，对钢管1的焊接部依次进行加热、冷却、淬火。
以下，对焊接部热处理的条件的限定理由进行说明。
＜加热＞
焊接部的加热温度：以焊接部的外表面的温度计为1000℃以上且1400℃以下
在利用设置在焊接部的外表面侧的感应加热器对钢管的焊接部进行加热的情况下，无法避免在焊接部的外表面侧与内表面侧产生温度差。特别是在将焊接部的内表面的温度加热到Ac3相变点的情况下，需要将焊接部的外表面的温度加热到1000℃以上。另外，由于通过前段工序的下游的热处理能够使粗大组织微细化，因此，对于前段工序的感应加热器(在图2所示的例子中为第一感应加热器12a)而言，允许更高温下的加热。但是，超过1400℃时，加热区域的一部分开始熔融，在下游的工序的热处理后也不能得到以微细的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相为主体的组织。其结果是焊接部的韧性劣化。因此，前段工序中的加热温度以焊接部的外表面的温度计为1000℃以上且1400℃以下。优选为1050℃以上，优选为1350℃以下。需要说明的是，此处的“加热温度”是指焊接部的外表面的温度达到最高的最高加热温度。
从将焊接部的外表面温度高效地加热到1000℃以上的观点出发，前段工序中的加热次数优选设定为2～4次。需要说明的是，在进行多次加热的情况下，例如，设置加热后的空走距离来进行下一次加热，以使在一次加热时被加热的外表面侧的热量充分地向内表面侧传导。
焊接部的冷却：平均冷却速度为20℃/秒以上且200℃/秒以下、冷却停止温度以焊接部的外表面的温度计为Ac1相变点以下
对于在前段工序中被加热的焊接部，在前段工序结束后，立即利用第一水冷却装置13从焊接部的外表面进行冷却。在冷却停止温度以焊接部的外表面的温度计超过Ac1相变点时，不发生从奥氏体相向贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的相变。其结果是，在后段工序中的利用感应加热器的加热(再加热)后，焊接部的钢组织没有微细化。另一方面，如果冷却停止温度低，则在后段工序中的利用感应加热器的加热后，焊接部的内表面的温度不会达到Ac3相变点以上，结果有可能无法得到上述焊接部的钢组织。因此，冷却停止温度以焊接部的外表面的温度计优选设定为400℃以上。因此，冷却工序中的焊接部的外表面的冷却停止温度为Ac1相变点以下。优选为700℃以下，更优选为650℃以下。优选为400℃以上，更优选为500℃以上，进一步优选为550℃以上。
在冷却工序中的焊接部的外表面的平均冷却速度小于20℃/秒时，由热传导引起的焊接部的内表面的平均冷却速度小于10℃/秒，冷却后的焊接部的钢组织为铁素体-珠光体相。其结果是焊接部的强度、韧性得不到在本发明中作为目标的特性。另一方面，在上述平均冷却速度超过200℃/秒时，变为急剧的冷却，因此，冷却不稳定。其结果是焊接部在长度方向上得不到均匀的特性。因此，冷却工序中的焊接部的外表面的平均冷却速度为20℃/秒以上且200℃/秒以下。优选为50℃/秒以上，优选为100℃/秒以下。
焊接部的加热温度(再加热温度)：以焊接部的外表面计为900℃以上且1120℃以下
在冷却工序后的后段工序中，一边用感应加热器对焊接部的外表面进行加热(再加热)，一边使焊接部的内表面的温度增加。此时，在焊接部的外表面的加热温度低于900℃时，热向焊接部的内表面的移动变得不充分，焊接部的内表面的温度没有增加到目标温度。从得到在本发明中作为目标的特性的观点出发，上述内表面的目标温度优选设定为920～1050℃的温度。另一方面，在上述加热温度超过1120℃时，焊接部的外表面的钢组织变得粗大，得不到在本发明中作为目标的焊接部的韧性。因此，后段工序中的加热温度以焊接部的外表面的温度计为900℃以上且1120℃以下。此处的“加热温度(再加热温度)”是指焊接部的外表面的温度达到最高的最高加热温度。
需要说明的是，此时，通过使焊接部的内表面的到达加热温度为Ac3相变点以上，由焊接得到的淬火组织变为微细组织，能够进一步提高韧性、强度。因此，后段工序中的加热温度以焊接部的内表面的温度计优选设定为Ac3相变点以上。优选设定为1000℃以下。
从将焊接部的内表面高效地再加热到Ac3相变点以上的观点出发，后段工序中的加热次数优选设定为2～5次。需要说明的是，在进行多次再加热的情况下，例如，设置加热后的空走距离来进行下一次加热，以使一次加热时被加热的外表面侧的热量充分地向内表面侧传导。
进行上述加热(再加热)后，对焊接部进行淬火处理。淬火处理在焊接部的外表面的平均冷却速度为20℃/秒以上且70℃/秒以下、冷却停止温度为300℃以上且550℃以下的条件下进行。
在冷却工序中的焊接部的外表面的平均冷却速度小于20℃/秒时，由热传导引起的焊接部的内表面的平均冷却速度小于10℃/秒，冷却后的焊接部的钢组织为铁素体-珠光体相。其结果是焊接部的强度、韧性得不到在本发明中作为目标的特性。另一方面，在上述平均冷却速度超过70℃/秒时，变为急剧的冷却，因此，产生马氏体相，得不到期望的韧性。因此，冷却工序中的焊接部的外表面的平均冷却速度为20℃/秒以上且70℃/秒以下。优选为30℃/秒以上，优选为50℃/秒以下。另外，在冷却停止温度低于300℃时，产生马氏体相，因此得不到期望的韧性。在超过550℃时，碳氮化物等析出粒子粗大化，包含热处理部的焊接部的强度降低，得不到期望的拉伸强度。因此，在冷却工序中的焊接部的外表面的冷却停止温度为300℃以上且550℃以下的条件下进行。优选为350℃以上且450℃以下。
通过上述焊接部热处理，焊接部的钢组织以上述贝氏体铁素体相和/或贝氏体相为主体。另外，通过上述焊接部热处理，能够得到抑制了焊接部的外表面的表层部的钢组织的粗大化的焊接部。这样的焊接部的钢组织的控制可以通过上述使用了感应加热器的焊接部热处理的加热温度、平均却速度、冷却停止温度、再加热温度来控制。
如以上说明的那样，根据本发明，通过在焊接部的热影响区形成以贝氏体铁素体相和/或贝氏体相为主体的钢组织、抑制焊接部的外表面的表层部的粗大组织，使焊接部的外表面的韧性提高。由此，能够得到提高了焊接部整体的韧性的电阻焊钢管。
另外，在本发明中，为了使焊接部内表面的热移动量增加，将焊接部的外表面加热到高温。通过该后段工序的热处理，能够抑制焊接部的外表面的粗大组织，因此，能够将焊接部内表面加热到目标温度，能够确保焊接部的品质。
实施例
以下，基于实施例对本发明进一步进行说明。
作为钢原材，使用具有表1所示的成分组成的热轧钢板。热轧钢板通过图1所示的笼式辊组7和精成型辊组8而连续成形为开口管，接着通过高频电阻加热将开口管的相对的端面加热到熔点以上，利用挤压辊9进行压接，得到钢管1。
对得到的钢管1的焊接部，在表2所示的条件下实施焊接部热处理，制造电阻焊钢管。在本实施例中，在图1所示的电阻焊钢管制造设备的出口侧以串联的方式设置图2所示的热处理设备。热处理设备在管外表面侧配设多台感应加热器(感应加热装置)，在感应加热装置之间的一处和下游侧的感应加热装置的出口侧分别配置在钢管外表面侧排列有喷嘴组的冷却装置。
在此，表2所示的Ac3相变点温度和Ac1相变点温度是使用表1所示的热轧钢板的成分组成和下式算出的。
Ac3相变点温度(℃)＝937.2-436.5×C(％)+56×Si(％)-19.7×Mn(％)-16.3×Cu(％)-26.6×Ni(％)-4.9×Cr(％)+38.1×Mo(％)+124.8×V(％)+136.3×Ti(％)-19.1×Nb(％)+198.4×Al(％)+3315×B(％)
Ac1相变点温度(℃)＝750.8-26.6×C(％)+17.6×Si(％)-11.6×Mn(％)-22.9×Cu(％)-23×Ni(％)+24.1×Cr(％)+22.5×Mo(％)-39.7×V(％)-5.7×Ti(％)+232.4×Nb(％)-169.4×Al(％)-894.7×B(％)
其中，各式中的各元素符号表示该元素的含量(质量％)，不含有该元素时设为0。
接着，从所得到的电阻焊钢管1的焊接部裁取各试验片，实施(1)组织观察、(2)夏比冲击试验。观察方法和试验方法如下所述。
(1)组织观察
从得到的电阻焊钢管1的焊接部以管轴方向截面为观察面的方式分别裁取组织观察用试验片。观察面设定为“在除了焊接部的壁厚中央部以外的壁厚方向位置上的几点(在此为壁厚t的1/4位置、壁厚t的3/4位置)”、“焊接部的壁厚中央部”、“距焊接部的外表面1mm的位置”。
贝氏体铁素体相和贝氏体相的面积率通过用扫描电子显微镜观察观察面来求出。将上述组织观察用试验片用硝酸乙醇腐蚀液(硝酸3mL、乙醇97mL)腐蚀，用扫描电子显微镜(1000倍)对组织拍摄3个视野。接着，使用图像分析装置，分别算出贝氏体铁素体相和贝氏体相的各面积率的平均值，将该值设为各组织的面积率(％)。需要说明的是，求出的面积率为3个视野的平均。将求出的贝氏体铁素体相与贝氏体相的面积率的合计以“壁厚中央部的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的合计面积率(％)”的形式示于表3中。
另外，通过同样的方法用扫描电子显微镜进行贝氏体铁素体相和贝氏体相以外的组织的观察。然后，分别算出马氏体相、珠光体相、其他组织(渗碳体等)的各面积率的平均值，将它们的合计作为合计面积率(％)。将求出的贝氏体铁素体相和贝氏体相以外的组织的面积率的合计以“壁厚中央部的其他钢组织的合计面积率(％)”的形式示于表3中。
接着，如下测定贝氏体铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径。通过EBSD(电子背散射衍射，Electron Back Scatter Diffraction)法确定各晶粒的取向，求出与相邻的晶粒的取向差(Rotation Angle)为15°以上的晶界，通过JIS G 0551的规定的方法求出各相的平均结晶粒径。将求出的值示于表3中。在此，对“焊接部的距外表面1mm的位置”和“焊接部的壁厚中央部”各位置进行测定。
(2)夏比冲击试验
从得到的电阻焊钢管1的焊接部，以圆周方向为试验片长度方向的方式从焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置～焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面11mm的位置的区域裁取10mm见方的全尺寸的V型缺口试验片。使用所得到的V型缺口试验片，依据ASTM A370的规定实施夏比冲击试验，求出0℃的吸收能(J)。在此，试验的根数设为5根，求出其平均值。所得到的平均值以“距外表面1mm～11mm的深度位置的区域的0℃下的夏比吸收能(J)”的形式示于表3中。
同样地从焊接部的热影响区的壁厚中央部、以及距内表面1mm～11mm的深度位置的区域裁取100mm见方的全尺寸的V型缺口试验片。使用所得到的V型缺口试验片，依据ASTMA370的规定实施夏比冲击试验，求出0℃的吸收能(J)。试验的根数设为5根，求出其平均值。求出由这些“距外表面1mm～11mm的深度位置的区域”、“焊接部的壁厚中央部”、以及“焊接部的距内表面1mm～11mm的深度位置的区域”得到的0℃的吸收能(J)的平均值作为焊接部整体的0℃的吸收能(J)，以“焊接部的整个厚度的0℃下的夏比吸收能(J)”的形式示于表3中。
Figure BDA0003647706250000251
Figure BDA0003647706250000261
Figure BDA0003647706250000271
根据表3所示的结果可知，对于满足本发明的条件的电阻焊钢管的焊接部而言，即使为12～25mm的厚壁材料，也不仅在焊接部的热影响区的整个厚度、而且在外表面均具备优良的韧性。与此相对，不满足本发明的条件的比较例的电阻焊钢管的韧性差。
符号说明
1 钢管
5 钢带
6 矫平机
7 笼式辊组
8 精成型辊组
9 挤压辊
10 焊接机
12a、12b 感应加热器
13、14 水冷却装置

Claims (7)

1.一种电阻焊钢管，其中，
焊接部的热影响区的钢组织以贝氏体铁素体相和/或贝氏体相为主体，
所述焊接部的热影响区的壁厚中央部的钢组织中，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的面积率的合计相对于焊接部的热影响区的壁厚中央部的组织整体为90％以上，
所述焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的钢组织中，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径为20μm以下，
所述焊接部的热影响区的在壁厚方向上距外表面1mm的位置的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径相对于所述焊接部的热影响区的壁厚中央部的贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的平均结晶粒径为0.5倍以上且2倍以下。
2.如权利要求1所述的电阻焊钢管，其中，从所述焊接部的在壁厚方向上距外表面1mm的位置起到所述焊接部的在壁厚方向上距外表面11mm的位置为止的区域的、0℃下的夏比冲击试验的吸收能为100J以上。
3.如权利要求1或2所述的电阻焊钢管，其中，母材部具有以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.05～0.30％、Mn：0.80～2.00％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Nb：0.010～0.100％、Ti：0.001～0.025％、Al：0.01～0.08％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。
4.如权利要求3所述的电阻焊钢管，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、V：0.10％以下、Ca：0.0050％以下中的一种或两种以上。
5.一种电阻焊钢管的制造方法，其中，
对钢原材进行成形加工并进行电阻焊，
接着，将焊接部的外表面加热到1000℃以上且1400℃以下的温度后，
将所述焊接部的外表面以20℃/秒以上且200℃/秒以下的平均冷却速度冷却到Ac1相变点以下，
然后，将所述焊接部的外表面再加热到900℃以上且1120℃以下的温度。
6.如权利要求5所述的电阻焊钢管的制造方法，其中，在所述再加热中，进行加热以使所述焊接部的内表面达到Ac3相变点以上的温度。
7.如权利要求5或6所述的电阻焊钢管的制造方法，其中，在所述再加热之后，在平均冷却速度为20℃/秒以上且70℃/秒以下、冷却停止温度为300℃以上且550℃以下的条件下对所述焊接部的外表面进行淬火。
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