CN116234644A - 电阻焊钢管及其制造方法 - Google Patents

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CN116234644A
CN116234644A CN202180066581.7A CN202180066581A CN116234644A CN 116234644 A CN116234644 A CN 116234644A CN 202180066581 A CN202180066581 A CN 202180066581A CN 116234644 A CN116234644 A CN 116234644A
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CN
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steel pipe
resistance welded
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welded steel
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松本晃英
仲泽稜
松本昌士
井手信介
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JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Abstract

本发明提供一种电阻焊钢管及其制造方法。本发明涉及一种电阻焊钢管，其具有母材部和焊接部，其中，母材部的壁厚中央部的钢组织中，bcc相以体积率计为80％以上，平均结晶粒径为15.0μm以下，由(1)式表示的A值为0.55以上且0.85以下，管轴方向的屈服比为90％以下，母材部的‑40℃下的夏比吸收能为100J以上。A＝φ/((πρ/2)1/2×b)…(1)。

Description

电阻焊钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合于土木建筑结构物、管线管等的电阻焊钢管及其制造方法。
背景技术
对于用于土木建筑结构物、管线管等大型结构物的钢管，从耐压曲性、耐冲击性等观点出发，要求具有低屈服比和高韧性。
作为用于上述大型结构物的钢管之一，有电阻焊钢管。电阻焊钢管是如下制造的钢管：将卷取成卷材状的热轧钢板(热轧钢带)一边连续地放卷一边进行冷辊轧成形而制成圆筒状的开管，通过高频电阻加热使该开管的管周向对接部熔融，实施通过利用挤压辊的镦锻进行压接接合的电阻焊，通过定径辊缩径至规定的外径，由此来制造。
电阻焊钢管由于是通过冷加工连续地制管，因此具有生产率、形状精度高等优点，但由于在制管过程中原材发生加工硬化，因此具有屈服比高的缺点。另外，越是厚壁则制管过程中的加工硬化越大，因此存在制管后的屈服比变得更高的问题。
作为解决上述问题的技术，例如提出了专利文献1和专利文献2的电阻焊钢管。专利文献1中公开了一种厚壁电阻焊钢管，其中，母材钢板的金属组织以面积率计含有50～92％的多边形铁素体，上述多边形铁素体的平均粒径为15μm以下，电阻焊部的硬度为Hv160～240，电阻焊部的组织为贝氏体、细粒铁素体和珠光体，或者为细粒铁素体和贝氏体。
专利文献2中公开了一种管线管用轧制态电阻焊钢管，其中，在母材部的壁厚中央部的金属组织中，多边形铁素体分率为60～90％，平均结晶粒径为15μm以下，结晶粒径为20μm以上的晶粒的面积率、即粗大晶粒率为20％以下，管轴方向的屈服比为80～95％。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第5293903号公报
专利文献2：日本专利第6260757号公报
发明内容
发明所要解决的问题
专利文献1和专利文献2中记载的电阻焊钢管为了确保高韧性而将晶粒微细化。但是，如果使晶粒微细，则屈服比升高，因此，对于壁厚超过15mm的厚壁材料而言，难以兼顾低屈服比和高韧性。
本发明是鉴于上述情况而完成的，目的在于提供适合于土木建筑结构物、管线管等大型结构物的、具有低屈服比和高韧性的电阻焊钢管及其制造方法。
在此，本发明中所述的“低屈服比”是指管轴方向的屈服比(＝屈服应力(MPa)/拉伸强度(MPa)×100)为90％以下。优选为85％以下。
本发明中所述的“高韧性”是指母材部的-40℃下的夏比吸收能为100J以上。优选为150J以上。
需要说明的是，上述屈服应力、拉伸强度、夏比吸收能可以通过后述的实施例中记载的方法进行测定。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述问题进行了深入研究。其结果是关注到：在电阻焊钢管的变形中，在变形初期即较低应力的阶段，由于可动位错运动而发生塑性变形。具体而言发现了，即使是位错密度相等的电阻焊钢管，可动位错的比例越高，则屈服应力越低。另外还同时发现了，通过将热轧钢板在低温下进行辊轧成形，导入到晶粒内的位错的运动被抑制，位错未细胞化，以可动位错的形式残留在晶粒内。
明确了：如果可动位错被控制在适当的范围而残留在晶粒内，则即使是厚壁材料，电阻焊钢管的屈服比也降低并且韧性也提高。
本发明是基于上述见解而完成的，包含下述主旨。
[1]一种电阻焊钢管，其是具有母材部和焊接部的电阻焊钢管，其中，
上述母材部的壁厚中央部的钢组织中，
bcc相以体积率计为80％以上，
平均结晶粒径为15.0μm以下，
由(1)式表示的A值为0.55以上且0.85以下，
管轴方向的屈服比为90％以下，
上述母材部的-40℃下的夏比吸收能为100J以上。
A＝φ/((πρ/2)1/2×b)…(1)
在此，在(1)式中，
φ：表示通过X射线衍射得到的加工度的参数，
ρ：位错密度(m-2)，
b：位错的伯格斯矢量(m)，
π：圆周率。
[2]如[1]所述的电阻焊钢管，其中，上述母材部的成分组成以质量％计含有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、Ti：0.15％以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成。
[3]如[2]所述的电阻焊钢管，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自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、B：0.010％以下中的一种或两种以上。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的电阻焊钢管，其中，上述母材部的壁厚为15mm以上且30mm以下。
[5]如[1]～[4]中任一项所述的电阻焊钢管，其中，上述母材部的壁厚中央部的钢组织中，铁素体与贝氏体的体积率的合计为85％以上。
[6]一种电阻焊钢管的制造方法，其是[1]～[5]中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其具有：
将钢原材加热至1100℃以上且1300℃以下的加热温度后、在粗轧结束温度为850℃以上且1150℃以下、精轧结束温度为750℃以上且900℃以下、并且在930℃以下时的合计压下率为50％以上的条件下实施热轧而制成热轧板的热轧工序；
在以板厚中心温度计平均冷却速度为5℃/秒以上且30℃/秒以下、冷却停止温度为400℃以上且650℃以下的条件下对上述热轧板进行冷却的冷却工序；
将上述热轧板在400℃以上且650℃以下的温度下进行卷取而制成热轧钢板的卷取工序；
通过辊轧成形将上述热轧钢板在-40℃以下的温度下成形为圆筒状并实施电阻焊接而制成钢管原材的制管工序；和
将上述钢管原材在-40℃以下的温度下进行缩径而得到电阻焊钢管的定径工序。
[7]如[6]所述的电阻焊钢管的制造方法，其中，上述钢原材的成分组成以质量％计含有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、Ti：0.15％以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成。
[8]如[7]所述的电阻焊钢管的制造方法，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自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、B：0.010％以下中的一种或两种以上。
[9]如[6]～[8]中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其中，上述电阻焊钢管的母材部的壁厚为15mm以上且30mm以下。
发明效果
根据本发明，能够提供即使是厚壁材料也兼顾了低屈服比和高韧性的电阻焊钢管及其制造方法。
附图说明
图1是示出包含电阻焊钢管的焊接部的周边的管周向截面(相对于管轴方向垂直的截面)的示意图。
具体实施方式
以下，对本发明的电阻焊钢管进行说明。
本发明的电阻焊钢管具有母材部和在管轴方向上延伸的焊接部(电阻焊部)。本发明的母材部的壁厚中央部的钢组织中，bcc相以体积率计为80％以上，平均结晶粒径为15.0μm以下，由(1)式表示的A值为0.55以上且0.85以下，管轴方向的屈服比为90％以下，母材部的-40℃下的夏比吸收能为100J以上。
A＝φ/((πρ/2)1/2×b)…(1)
在此，在(1)式中，
φ：表示通过X射线衍射得到的加工度的参数，
ρ：位错密度(m-2)，
b：位错的伯格斯矢量(m)，
π：圆周率。
首先，对限定本发明的电阻焊钢管的钢组织和特性的理由进行说明。
母材部的壁厚中央部的bcc相的体积率：80％以上
bcc(体心立方晶格)相与fcc(面心立方晶格)、hcp(六方最密结构)等相相比，温度对位错的运动带来的影响较大。因此，对于bcc相，通过温度降低来抑制位错运动的效果大。即，bcc相的体积率越高，则在将电阻焊钢管在低温下制管时，更多的位错的运动被抑制，因此，位错彼此不容易缠绕，可动位错的比例变高。其结果是屈服比降低。为了充分地得到这样的效果，上述bcc相的体积率设定为80％以上。bcc相的体积率优选为85％以上，更优选为90％以上。
bcc相的体积率的上限没有特别规定，为了得到bcc单相组织，需要在热轧后将钢板急速冷却，在厚壁材料的壁厚中央部难以完全地避免bcc相以外的相。因此，bcc相优选以体积率计为98％以下，更优选以体积率计为97％以下。bcc相以外的余量为fcc相或渗碳体，优选以体积率计为20％以下。
在此，bcc相的体积率的测定如后述的实施例所述通过X射线衍射进行。对将焊接部设为0°时的管周向90°位置的母材部的与管长度方向和壁厚方向这两者平行的截面进行镜面研磨后，电解研磨100μm而除去表面加工层，以衍射面为壁厚中央部的方式制作试验片，使用该试验片测定钢组织。测定中，使用Mo的Kα射线，由fcc铁的(200)、(220)、(311)面和bcc铁的(200)、(211)面的积分强度求出bcc相的体积率。另外，也同时求出fcc相的体积率。
母材部的壁厚中央部的晶粒的平均结晶粒径：15.0μm以下
在本发明中，将由相邻的结晶的取向差为15°以上的边界围成的区域设为晶粒。在母材部的壁厚中央部的晶粒的平均结晶粒径超过15.0μm时，成为龟裂传播的障碍的晶界的总面积小，因此得不到在本发明中作为目标的高韧性。因此，上述平均结晶粒径设定为15.0μm以下。平均结晶粒径优选为10.0μm以下，更优选为8.0μm以下。需要说明的是，平均结晶粒径越小则屈服比越升高，因此平均结晶粒径优选为2.0μm以上。平均结晶粒径更优选为3.0μm以上。
在此，平均结晶粒径是指将由相邻的结晶的取向差为15°以上的边界围成的区域设为晶粒(晶界)时的、该晶粒的平均等效圆直径。等效圆直径(结晶粒径)是指面积与作为对象的晶粒相等的圆的直径。
平均结晶粒径的测定可以通过后述的实施例中记载的方法进行。对将焊接部设为0°时的管周向90°位置的母材部的与管长度方向和壁厚方向这两者平行的截面进行镜面研磨，制作试验片。使用SEM/EBSD法，算出该试验片的壁厚中央部的、结晶粒径分布的直方图(将横轴设为结晶粒径、将纵轴设为以各结晶粒径计的存在比例的图)，求出结晶粒径的算术平均，作为平均结晶粒径。测定条件设定为加速电压：15kV、测定区域：500μm×500μm、测定步长(测定分辨率)：0.5μm。需要说明的是，在结晶粒径的分析中，结晶粒径小于2.0μm的结晶作为测定噪声从分析对象中排除。
A值：0.55以上且0.85以下
A值是与位错的分布状态相关的参数，可以由上述(1)式表示。
(1)式是示出φ：表示通过X射线衍射得到的加工度的参数、ρ：位错密度(m-2)、以及b：位错的伯格斯矢量(m)的关系的式子(参考文献3)。
A值越大，则表示越存在如下倾向：导入到晶粒内的位错均匀分布，位错未细胞化，以可动位错的方式残留在晶粒内的比例高。
细胞化的位错相互缠绕，因此为了开始移动需要高应力。另一方面，与细胞化的位错相比，可动位错能够以较低的应力移动。因此，晶粒内的可动位错越多(可动位错的比例越高)，则塑性变形就以越低的应力开始，因此屈服比变低。另外，晶粒内的可动位错越多，则龟裂前端的塑性变形越被促进，因此难以产生解离破坏，其结果是韧性变高。由于这样的理由，在本发明中满足上述(1)式很重要。
已知在位错细胞化的现有的电阻焊钢管中，由上述(1)式表示的A值小于0.55。因此，在本发明中，为了确保得到期望的屈服比所需的足够量的可动位错，将A值设定为0.55以上。A值越大越优选，但为了使A值更大，需要在更低温度下进行制管。因此，从变形阻力的升高所致的制管负荷的增大、油压装置等的温度管理以及冷却成本的观点出发，A值设定为0.85以下。A值优选为0.60以上，优选为0.80以下。A值更优选为0.61以上，更优选为0.78以下。
需要说明的是，A值可以通过控制后述的制造条件(制管工序和缩径工序(的温度))而控制在上述范围内。
在此，上述(1)式的“位错密度ρ”、“参数φ”、“伯格斯矢量b”可以通过后述的实施例记载的方法求出。
关于位错密度ρ，对母材部的与管长度方向和壁厚方向这两者平行的截面进行镜面研磨后，电解研磨100μm而除去表面加工层，以衍射面为壁厚中央部的方式制作试验片，使用该试验片进行X射线衍射。根据其结果，使用修正Williamson-Hall法和修正Warren-Averbach法(参考文献1、2)，能够求出位错密度ρ。参数φ可以根据上述X射线衍射结果使用直接拟合(direct-fitting)/修正Williamson-Hall法(参考文献3)求出。伯格斯矢量b作为bcc铁的滑移方向即＜111＞的原子间距离，可以使用0.248×10-9m。
参考文献1：T.Ungar and A.Borbely：Appl.Phys.Lett.,69(1996),3173.
参考文献2：M.Kumagai,M.Imafuku,S.Ohya：ISIJ International,54(2014),206.
参考文献3：S.Takaki,T.Masumura and T.Tsuchiyama：ISIJInternational,59(2019),567.
管轴方向的屈服比：90％以下
本发明的电阻焊钢管的将焊接部设为0°时的管周向90°位置的母材部的、管轴方向的屈服比(＝屈服应力(MPa)/拉伸强度(MPa)×100)为90％以下。屈服比超过90％时，用于土木建筑结构物柱材等时的耐震性、用于管线管时的耐震性和耐压曲性降低。上述屈服比优选为87％以下，更优选为86％以下。从用于确保必要的屈服强度的观点出发，上述屈服比优选为55％以上，更优选为65％以上，进一步优选为75％以上。
母材部的-40℃下的夏比吸收能：100J以上
本发明的电阻焊钢管的母材部的-40℃下的夏比吸收能为100J以上。小于100J时，用于土木建筑结构物的柱材等、管线管时的耐震性降低。上述夏比吸收能优选为150J以上，更优选为160J以上。另外，夏比吸收能高时，平均结晶粒径小，屈服比变高，因此优选为500J以下，更优选为400J以下。
在此，如后述的实施例记载的那样，上述屈服强度、拉伸强度、屈服比可以通过依据JIS Z 2241的规定实施拉伸试验而得到。如后述的实施例记载的那样，夏比吸收能可以通过依据JIS Z 2242的规定使用V型缺口标准试验片在-40℃的试验温度下实施夏比冲击试验而得到。
本发明的电阻焊钢管通过具有上述钢组织而得到上述特性。以进一步提高特性为目的，本发明的钢组织还可以具有下述构成。
母材部的壁厚中央部的钢组织中，铁素体与贝氏体的体积率的合计相对于母材部的壁厚中央部的钢组织整体优选为85％以上。除铁素体和贝氏体以外的余量组织包含选自珠光体、马氏体、奥氏体中的一种或两种以上。余量组织的体积率的合计优选为15％以下。
铁素体为bcc相，是软质的组织。贝氏体为bcc相，与铁素体相比为硬质，与珠光体、马氏体和奥氏体相比为软质，是韧性优良的组织。在铁素体和贝氏体中混合有硬质的组织的情况下，屈服比降低。另一方面，由于因硬度差引起的应力集中，界面容易成为断裂的起点，由此导致韧性降低。因此，铁素体与贝氏体的体积率的合计优选为85％以上。更优选为90％以上。另外，优选为98％以下，更优选为97％以下。
珠光体和马氏体分别是bcc相与渗碳体的混合组织以及bcc相，均是硬质的组织。需要说明的是，在此，珠光体近似地作为bcc相来处理。珠光体是通过与软质组织混合而使屈服比降低的组织，但另一方面是使韧性降低的组织，优选设定为15％以下，优选设定为0％以上。珠光体更优选设定为13％以下，更优选设定为1％以上。
马氏体是通过与软质组织混合而使屈服比降低的组织，但另一方面是使韧性降低的组织，优选设定为15％以下，优选设定为0％以上。马氏体更优选设定为13％以下，更优选设定为1％以上。
奥氏体为fcc相，是硬质的组织。奥氏体是通过与软质组织混合而使屈服比降低的组织，但另一方面是使韧性降低的组织，优选设定为10％以下，优选设定为0％以上。奥氏体更优选设定为8％以下，更优选设定为1％以上。
除奥氏体以外的上述各种组织以奥氏体晶界或奥氏体晶粒内的变形带作为成核位点。在热轧中，通过增大不易发生奥氏体的再结晶的低温下的压下量，能够在奥氏体中导入大量位错而使奥氏体微细化，并且能够在晶粒内导入大量变形带。由此，成核位点的面积增加而成核频率变高，能够使钢组织微细化。
在本发明中，即使在以母材部的壁厚中央部为中心在壁厚方向上±1.0mm的范围内存在上述钢组织，也能够同样地得到上述效果。因此，在本发明中，“母材部的壁厚中央部的钢组织”是指以壁厚中央部为中心在壁厚方向上±1.0mm的范围内的任一处存在上述钢组织。
在此，钢组织的观察可以通过后述的实施例中记载的方法进行。首先，以观察面为将焊接部设为0°时的管周向90°位置的母材部的与管长度方向垂直的截面且成为壁厚中央部的方式裁取，进行研磨后，利用硝酸乙醇溶液进行腐蚀，由此制作组织观察用试验片。组织观察中，使用光学显微镜(倍率：1000倍)或扫描电子显微镜(SEM、倍率：1000倍)，对壁厚中央部的组织进行观察、拍摄。接着，根据得到的光学显微镜图像和SEM图像，求出贝氏体和余量(铁素体、珠光体、马氏体、奥氏体)的面积率。各组织的面积率是在5个视野以上进行观察、以在各视野中得到的值的平均值的形式算出。需要说明的是，在本发明中，将通过组织观察得到的面积率作为各组织的体积率。
铁素体是由扩散相变带来的产物，呈现为位错密度低、基本恢复的组织。多边形铁素体和近似多边形铁素体也包含在铁素体中。
贝氏体是位错密度高的板条状的铁素体与渗碳体的复相组织。
珠光体是铁与铁碳化物的共析组织(铁素体+渗碳体)，呈现为线状的铁素体与渗碳体交替排列的层状组织。
马氏体为bcc相，是位错密度非常高的板条状的低温相变组织。在SEM图像中，与铁素体、贝氏体相比，显示出明亮的对比度。
需要说明的是，在光学显微镜图像和SEM图像中难以识别马氏体和奥氏体，因此根据得到的SEM图像测定以马氏体或奥氏体形式被观察到的组织的面积率，将从该测定值中减去通过后述的方法测定的奥氏体的体积率而得到的值作为马氏体的体积率。
奥氏体的体积率的测定是使用通过与位错密度的测定中使用的试验片同样的方法制作的试验片通过X射线衍射进行。由得到的fcc铁的(200)、(220)、(311)面和bcc铁的(200)、(211)面的积分强度求出奥氏体的体积率。
接着，从确保上述特性和钢组织等的观点出发，对本发明的电阻焊钢管中的成分组成的优选范围和其限定理由进行说明。
对限定电阻焊钢管的母材部的成分组成的理由进行说明。需要说明的是，在本说明书中，只要没有特别说明，表示钢组成的“％”是指“质量％”。
本发明的母材部优选具有以质量％计含有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、Ti：0.15％以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。
C：0.001％以上且0.30％以下
C是通过固溶强化而使钢的强度升高的元素。另外，C是通过降低铁素体相变开始温度而有助于组织的微细化的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.001％以上的C。另外，C促进珠光体的生成，提高淬透性而有助于马氏体的生成、有助于奥氏体的稳定化，因此也是有助于硬质相的形成的元素。C含量超过0.30％时，硬质相的比例变高，韧性降低，并且焊接性也劣化。因此，C含量设定为0.001％以上且0.30％以下。C含量优选为0.010％以上，更优选为0.040％以上。另外，C含量优选为0.27％以下，更优选为0.25％以下。
Si：0.01％以上且2.0％以下
Si是通过固溶强化而使钢的强度升高的元素。为了得到这样的效果，含有0.01％以上的Si。但是，Si含量超过2.0％时，屈服比变高，韧性降低。因此，Si含量设定为0.01％以上且2.0％以下。Si含量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上。另外，Si含量优选为1.0％以下，更优选为0.50％以下。
Mn：0.20％以上且3.0％以下
Mn是通过固溶强化而使钢的强度升高的元素。另外，Mn是通过降低铁素体相变开始温度而有助于钢组织的微细化的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.20％以上的Mn。但是，Mn含量超过3.0％时，由于固溶强化和钢组织的微细化，屈服应力变高，得不到在本发明中作为目标的屈服比。因此，Mn含量设定为0.20％以上且3.0％以下。Mn含量优选为0.40％以上，更优选为0.60％以上。另外，Mn含量优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
P：0.050％以下
P在晶界偏析，导致材料的不均匀，因此作为不可避免的杂质优选尽可能地减少，但可以允许到0.050％。因此，P含量设定为0.050％以下。P含量优选为0.020％以下，更优选为0.010％以下。需要说明的是，P的含量的下限没有特别地规定，但过度的减少导致冶炼成本的高涨，因此P含量优选设定为0.002％以上。
S：0.020％以下
S在钢中通常以MnS的形式存在，但MnS在热轧工序中被拉伸得较薄，对延展性带来不良影响。因此，在本发明中，优选尽可能地减少S，但可以允许到0.020％。因此，S含量设定为0.020％以下。S含量优选为0.010％以下，更优选为0.008％以下。需要说明的是，S的含量的下限没有特别规定，但过度的减少导致冶炼成本的高涨，因此S含量优选设定为0.0002％以上。
Al：0.005％以上且0.10％以下
Al是作为强脱氧剂发挥作用的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上的Al。但是，Al含量超过0.10％时，焊接性劣化，并且氧化铝系夹杂物变多，表面性状劣化。另外，焊接部的韧性也降低。因此，Al含量设定为0.005％以上且0.10％以下。Al含量优选为0.010％以上，更优选为0.015％以上。Al含量优选为0.080％以下，更优选为0.070％以下。
N：0.010％以下
N是不可避免的杂质，是具有牢固地固定位错的运动由此使韧性降低的作用的元素。在本发明中，N作为杂质优选尽可能地减少，但N的含量可以允许到0.010％。因此，N含量设定为0.010％以下。N含量优选为0.0080％以下。从精炼成本的观点出发，N含量优选为0.0008％以上，更优选为0.0010％以上。
Ti：0.15％以下
Ti是在钢中形成微细的碳化物、氮化物而有助于提高钢的强度的元素。另外，Ti由于与N的亲和性高，因此是使钢中的N变为氮化物而无害化、也有助于提高钢的韧性的元素。为了得到上述效果，优选含有0.001％以上的Ti。但是，Ti含量超过0.15％时，屈服比变高，并且韧性降低。因此，Ti含量设定为0.15％以下。Ti含量更优选为0.005％以上，进一步优选为0.008％以上。Ti含量更优选为0.13％以下，进一步优选为0.10％以下。
上述成分以外的余量是Fe和不可避免的杂质。但是，作为不可避免的杂质，可以含有0.0050％以下的O。此处的O是包含作为氧化物的O的全部氧。
在本发明中，优选以上述成分作为基本的成分组成。在本发明中，以进一步提高特性为目的，在上述基本成分的基础上，根据需要还可以含有选自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、B：0.010％以下中的一种或两种以上。
Cu：1.0％以下(包括0％)
Cu是通过固溶强化而使钢的强度升高的元素，可以根据需要含有。为了得到上述效果，在含有Cu的情况下，Cu含量优选设定为0.01％以上。另一方面，含有超过1.0％的Cu时，有可能导致韧性的降低和焊接性的劣化。因此，在含有Cu的情况下，Cu含量优选设定为1.0％以下。Cu含量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。另外，Cu含量更优选为0.70％以下，进一步优选为0.50％以下。
Ni：1.0％以下(包括0％)
Ni是通过固溶强化而使钢的强度升高的元素，可以根据需要含有。为了得到上述效果，在含有Ni的情况下，Ni含量优选设定为0.01％以上。另一方面，含有超过1.0％的Ni时，有可能导致韧性的降低和焊接性的劣化。因此，在含有Ni的情况下，Ni含量优选设定为1.0％以下。Ni含量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。另外，Ni含量更优选为0.70％以下，进一步优选为0.50％以下。
Cr：1.0％以下(包括0％)
Cr是提高钢的淬透性、使钢的强度升高的元素，可以根据需要含有。为了得到上述效果，在含有Cr的情况下，Cr含量优选设定为0.01％以上。另一方面，含有超过1.0％的Cr时，有可能导致韧性的降低和焊接性的劣化。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量优选设定为1.0％以下。Cr含量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。另外，Cr含量更优选为0.70％以下，进一步优选为0.50％以下。
Mo：1.0％以下(包括0％)
Mo是提高钢的淬透性、使钢的强度升高的元素，可以根据需要含有。为了得到上述效果，在含有Mo的情况下，Mo含量优选设定为0.01％以上。另一方面，含有超过1.0％的Mo时，有可能导致韧性的降低和焊接性的劣化。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量优选设定为1.0％以下。Mo含量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。另外，Mo含量更优选为0.70％以下，进一步优选为0.50％以下。
Nb：0.15％以下(包括0％)
Nb是通过在钢中形成微细的碳化物、氮化物而有助于提高钢的强度、并且通过抑制热轧中的奥氏体的粗大化而也有助于组织的微细化的元素，可以根据需要含有。为了得到上述效果，在含有Nb的情况下，优选含有0.002％以上的Nb。但是，Nb含量超过0.15％时，屈服比变高，韧性降低。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量优选设定为0.15％以下。Nb含量更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。Nb含量更优选为0.13％以下，进一步优选为0.10％以下。
V：0.15％以下(包括0％)
V是通过在钢中形成微细的碳化物、氮化物而有助于提高钢的强度的元素，可以根据需要含有。为了得到上述效果，在含有V的情况下，优选含有0.002％以上的V。但是，V含量超过0.15％时，屈服比变高，并且韧性降低。因此，在含有V的情况下，V含量优选设定为0.15％以下。V含量更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。V含量更优选为0.13％以下，进一步优选为0.10％以下。
Ca：0.010％以下(包括0％)
Ca是通过使在热轧工序中被拉伸得较薄的MnS等硫化物球状化而有助于提高钢的韧性的元素，可以根据需要含有。为了得到上述效果，在含有Ca的情况下，优选含有0.0005％以上的Ca。但是，Ca含量超过0.010％时，在钢中形成Ca氧化物簇，韧性劣化。因此，在含有Ca的情况下，Ca含量优选设定为0.010％以下。Ca含量更优选为0.0008％以上，进一步优选为0.0010％以上。另外，Ca含量更优选为0.008％以下，进一步优选为0.0060％以下。
B：0.010％以下(包括0％)
B是通过降低铁素体相变开始温度而有助于组织的微细化的元素，可以根据需要含有。为了得到上述效果，在含有B的情况下，优选含有0.0003％以上的B。但是，B含量超过0.010％时，屈服比升高，并且韧性劣化。因此，在含有B的情况下，B含量设定为0.010％以下。B含量更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0008％以上。B含量更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下，进一步更优选为0.0020％以下。
需要说明的是，特别是从能够适合用于土木建筑结构物、管线管等大型结构物的观点出发，本发明的电阻焊钢管优选母材部的壁厚为15mm以上且30mm以下。从低屈服比和高韧性的观点出发，更优选为15mm以上且25mm以下。如上所述，根据本发明，即使是壁厚超过15mm的厚壁材料，也能够兼顾低屈服比和高韧性。由此，在将本发明的电阻焊钢管用于大型结构物时，发挥出优良的耐压曲性能。另外，出于同样的理由，本发明的电阻焊钢管优选外径为350mm以上且750mm以下。从低屈服比和高韧性的观点出发，更优选为400mm以上且750mm以下。
接着，对本发明的电阻焊钢管的制造方法的一个实施方式进行说明。
在本发明中，将具有上述成分组成的钢原材加热至1100℃以上且1300℃以下的加热温度后，在粗轧结束温度为850℃以上且1150℃以下、精轧结束温度为750℃以上且900℃以下、并且在930℃以下时的合计压下率为50％以上的条件下实施热轧而制成热轧板(热轧工序)，接着，在以板厚中心温度计平均冷却速度为5℃/秒以上且30℃/秒以下、冷却停止温度为400℃以上且650℃以下的条件下对热轧板实施冷却(冷却工序)，接着，将冷却后的热轧板在400℃以上且650℃以下的温度下进行卷取而制成热轧钢板(卷取工序)，接着，通过辊轧成形将热轧钢板在-40℃以下的温度下成形为圆筒状并实施电阻焊接而制成钢管原材(制管工序)，接着，在钢管原材在-40℃以下的温度进行缩径(定径工序)，制造电阻焊钢管。
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，关于温度的“℃”表示是指钢原材、钢板(热轧板)、钢管原材的表面温度。这些表面温度可以利用辐射温度计等进行测定。关于钢板板厚中心的温度，可以通过传热分析来计算钢板截面内的温度分布，将其结果通过钢板的表面温度进行修正，由此求出钢板板厚中心的温度。“热轧钢板”也包括热轧板、热轧钢带。
在本发明中，钢原材(钢坯)的熔炼方法没有特别限定，转炉、电炉、真空熔化炉等公知的熔炼方法中的任一种均适合。铸造方法也没有特别限定，可以通过连铸法等公知的铸造方法制造成期望的尺寸。需要说明的是，代替连铸法而应用铸锭-开坯轧制法也没有任何问题。也可以对钢水进一步实施浇包精炼等二次精炼。
[热轧工序]
加热温度：1100℃以上且1300℃以下
加热温度低于1100℃时，被轧制材料的变形阻力变大，难以轧制。另一方面，加热温度超过1300℃时，奥氏体晶粒粗大化，在之后的轧制(粗轧、精轧)中得不到微细的奥氏体晶粒，难以确保在本发明中作为目标的电阻焊钢管的钢组织的平均结晶粒径。因此，热轧工序中的加热温度设定为1100℃以上且1300℃以下。该加热温度更优选为1120℃以上。另外，该加热温度更优选为1280℃以下。
需要说明的是，在本发明中，制造钢坯(板坯)后，暂时冷却至室温，然后再次加热，除了这样的现有方法以外，还可以没有问题地应用不冷却至室温而以热片的状态装入加热炉中或者进行略微保温后立即进行轧制这样的直送轧制的节能工艺。
粗轧结束温度：850℃以上且1150℃以下
粗轧结束温度低于850℃时，在之后的精轧中钢板表面温度变为铁素体相变开始温度以下，生成大量的加工铁素体，屈服比升高。另一方面，粗轧结束温度超过1150℃时，奥氏体未再结晶温度范围内的压下量不足，得不到微细的奥氏体晶粒。其结果是难以确保在本发明中作为目标的电阻焊钢管的钢组织的平均结晶粒径，韧性降低。粗轧结束温度更优选为860℃以上。另外，粗轧结束温度更优选为1000℃以下。
精轧开始温度(优选条件)
精轧开始温度优选为800℃以上且950℃以下。精轧开始温度低于800℃时，在精轧中钢板表面温度变为铁素体相变开始温度以下，生成大量的加工铁素体，屈服比升高。另一方面，精轧开始温度超过950℃时，奥氏体粗大化，并且在奥氏体中没有导入充分的变形带。因此，难以确保在本发明中作为目标的钢组织的平均结晶粒径，韧性降低。精轧开始温度更优选为820℃以上。另外，精轧开始温度优选为930℃以下。
精轧结束温度：750℃以上且900℃以下
精轧结束温度低于750℃时，在精轧中钢板表面温度变为铁素体相变开始温度以下，生成大量的加工铁素体，屈服比升高。另一方面，精轧结束温度超过900℃时，奥氏体未再结晶温度范围内的压下量不足，得不到微细的奥氏体晶粒。其结果是难以确保在本发明中作为目标的电阻焊钢管的钢组织的平均结晶粒径，韧性降低。精轧结束温度更优选为770℃以上。另外，精轧结束温度更优选为880℃以下。
在930℃以下时的合计压下率：50％以上
在本发明中，通过在热轧工序中使奥氏体中的亚晶粒微细化，使在之后的冷却工序、卷取工序中生成的铁素体、贝氏体和余量组织微细化，能够得到具有在本发明中作为目标的强度和韧性的电阻焊钢管的钢组织。为了在热轧工序中使奥氏体中的亚晶粒微细化，需要提高奥氏体未再结晶温度范围内的压下率，导入充分的加工应变。为了实现上述目的，在本发明中，将在930℃以下时的合计压下率设定为50％以上。
在930℃以下时的合计压下率小于50％时，不能在热轧工序中导入充分的加工应变，因此得不到具有在本发明中作为目标的平均结晶粒径的组织。在930℃以下时的合计压下率更优选为55％以上，进一步优选为57％以上。该合计压下率的上限没有特别规定，超过80％时，对于压下率的升高的韧性提高的效果变小，仅设备负荷增大。因此，在930℃以下时的合计压下率优选为80％以下。更优选为70％以下。
上述在930℃以下时的合计压下率是指930℃以下的温度范围内的各轧制道次的压下率的合计。
[冷却工序]
热轧工序后，通过冷却工序对热轧板实施冷却处理。冷却工序中，在到冷却停止温度为止的平均冷却速度为5℃/秒以上且30℃/秒以下、冷却停止温度为400℃以上且650℃以下的条件下进行冷却。
从冷却开始到冷却停止(冷却结束)的平均冷却速度：5℃/秒以上且30℃/秒以下
以热轧板的板厚中心温度计，从冷却开始到后述的冷却停止的温度范围内的平均冷却速度小于5℃/秒时，铁素体或贝氏体的成核频率减少，铁素体或贝氏体粗大化，因此得不到具有在本发明中作为目标的平均结晶粒径的组织。另一方面，平均冷却速度超过30℃/秒时，生成大量的马氏体，韧性降低。平均冷却速度优选为10℃/秒以上。另外，平均冷却速度优选为25℃/秒以下。
需要说明的是，在本发明中，从抑制冷却前的钢板表面的铁素体生成的观点出发，优选在精轧结束后立即开始冷却。
冷却停止温度：400℃以上且650℃以下
以热轧板的板厚中心温度计，冷却停止温度低于400℃时，生成大量的马氏体，韧性降低。另一方面，冷却停止温度超过650℃时，铁素体或贝氏体的成核频率减少，铁素体或贝氏体粗大化，因此得不到具有在本发明中作为目标的平均结晶粒径的组织。另外，C向未相变奥氏体中的富集容易进行，因此有时奥氏体分率变高，bcc相的体积率降低。冷却停止温度优选为430℃以上。另外，冷却停止温度优选为620℃以下。
需要说明的是，在本发明中，只要没有特别说明，平均冷却速度设定为由((冷却前的热轧板的板厚中心温度-冷却后的热轧板的板厚中心温度)/冷却时间)求出的值(冷却速度)。冷却方法可以列举从喷嘴喷射水等的水冷、利用喷射冷却气体的冷却等。在本发明中，优选对热轧板的两面在相同条件下进行冷却的方式对热轧板两面实施冷却操作(处理)。
[卷取工序]
卷取温度：400℃以上且650℃以下
冷却工序后，通过卷取工序将热轧钢板卷取成卷材状，然后放冷。在卷取工序中，从钢板组织的观点出发，在卷取温度为400℃以上且650℃以下的条件下进行卷取。卷取温度低于400℃时，生成大量的马氏体，韧性降低。卷取温度超过650℃时，铁素体或贝氏体的成核频率减少，铁素体或贝氏体粗大化，因此得不到具有在本发明中作为目标的平均结晶粒径的组织。另外，C向未相变奥氏体中的富集容易进行，因此有时奥氏体分率变高，bcc相的体积率降低。卷取温度优选为430℃以上。另外，卷取温度优选为620℃以下。
[制管工序]
热轧钢板的温度：-40℃以下
卷取工序后，通过制管工序实施制管处理。在制管工序中，一边将热轧钢板连续地放卷，一边在-40℃以下的温度下通过辊轧成形制成圆筒状的开管(圆型钢管)，通过高频电阻加热使该开管的管周向对接部熔融，同时通过利用挤压辊的镦锻进行压接接合来进行电阻焊，制成钢管原材。
作为制管工序中的热轧钢板的冷却方法，将卷取为卷材状的热轧钢板预先冷却到-40℃以下。此外，也可以将制管设备的一部分冷却到-40℃以下。
通过使热轧钢板的温度为-40℃以下，能够抑制在制管工序中导入的位错的运动，防止位错的缠绕，能够以可动位错的形式残留。即，导入到晶粒内的位错均匀地分布，因此A值变大。
制管工序中的热轧钢板的温度超过-40℃时，在制管工序中导入的位错容易运动，因此位错容易相互缠绕而细胞化，可动位错变少。制管工序中的热轧钢板的温度更优选为-50℃以下，进一步优选为-55℃以下。
制管工序中的热轧钢板的温度下限没有特别规定，但从热轧钢板的变形阻力的升高所致的制管负荷的增大、油压装置等的温度管理以及冷却成本的观点出发，优选为-90℃以上。更优选为-80℃以上。
电阻焊时的镦锻量(优选条件)
电阻焊时的镦锻量以能够将导致韧性降低的氧化物、氮化物等夹杂物与钢水一起排出的方式进行控制。镦锻量优选设定为板厚的20％以上。但是，镦锻量超过板厚的100％时，挤压辊负荷变大。因此，镦锻量优选控制在板厚的20％以上且板厚的100％以下的范围内。更优选为板厚的40％以上。更优选为板厚的80％以下。
镦锻量作为电阻焊前的钢管(开管)的外周长与电阻焊后的钢管的外周长之差而求出。
[定径工序]
钢管原材的缩径的温度：-40℃以下
在电阻焊后的定径工序中，利用在钢管原材的上下左右配置的辊(定径辊)将钢管原材在-40℃以下进行缩径，将外径和正圆度调整为期望的值。
定径工序中的电阻焊钢管的冷却方法例如可以列举如上所述在冷却至-40℃以下的温度进行的制管工序后立即连续地实施定径工序的方法、将制管工序后的电阻焊钢管再冷却而实施定径工序的方法。此外，也可以将定径工序中的设备的一部分冷却至-40℃以下。
通过使定径工序前的电阻焊钢管的温度为-40℃以下，能够抑制在定径工序中导入的位错的运动，防止位错的缠绕，能够以可动位错的形式残留。即，导入到晶粒内的位错均匀地分布，因此A值变大。
定径工序中的电阻焊钢管的温度超过-40℃时，在定径工序中导入的位错容易运动，因此位错容易相互缠绕而细胞化，可动位错变少。定径工序中的电阻焊钢管的温度更优选为-50℃以下，进一步优选为-55℃以下。
定径工序中的电阻焊钢管的温度下限没有特别规定，但从电阻焊钢管的变形阻力的升高所致的定径负荷的增大、油压装置等温度管理以及冷却成本的观点出发，优选为-90℃以上。更优选为-80℃以上。
缩径率(优选条件)
为了提高外径精度和正圆度，优选在定径工序中以使钢管周长以合计0.5％以上的比例减少的方式将钢管缩径。但是，在以使钢管周长以合计大于4.0％的比例减少的方式进行缩径时，辊通过时的管轴方向的弯曲量变大，屈服比升高。因此，优选以使钢管周长以0.5％以上且4.0％以下的比例减少的方式进行缩径。该比例更优选为1.0％以上。另外，该比例更优选为3.0％以下。
需要说明的是，在电阻焊后的定径工序中，通过尽可能地减小钢管原材通过定径辊时的管轴方向的弯曲量，抑制屈服比的升高。因此，优选使用两个以上定径机架进行两阶段以上的缩径，各定径机架的缩径优选以对相邻的定径机架彼此进行比较时管周长以1.0％以下的比例减少的方式进行。另外，该比例优选为0.50％以上。
通过以上说明的电阻焊钢管的制造方法，制造本发明的电阻焊钢管。
需要说明的是，如上所述，本发明的电阻焊钢管的制造方法也能够应用于母材部的壁厚为15mm以上且30mm以下的范围的厚壁材料。
在此，钢管是否为电阻焊钢管可以如下判断。将电阻焊钢管与管轴方向垂直地切断，对包含焊接部(电阻焊部)的切割面进行研磨后，利用腐蚀液进行腐蚀，利用光学显微镜进行观察。如果焊接部(电阻焊部)的熔融凝固部的管周向的宽度在管整个厚度上为1.0μm以上且1000μm以下，则为电阻焊钢管。需要说明的是，腐蚀液根据钢成分、钢管的种类选择适当的腐蚀液即可。
使用图1对焊接部(电阻焊部)进一步进行说明。图1是焊接部及其周边区域的管周向截面图，示出对包含焊接部的切割面进行研磨、腐蚀后的状态。如图1所示，熔融凝固部3可以作为具有与母材部1和焊接热影响区2不同的组织形态、对比度的区域而被观察到。例如，碳钢和低合金钢的电阻焊钢管的熔融凝固部3可以指定为在利用硝酸乙醇溶液腐蚀后的上述截面中利用光学显微镜较白地被观察到的区域。
实施例
以下，基于实施例对本发明更详细地进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下实施例。
将具有表1所示的成分组成的钢水熔炼，制成板坯(钢原材)。对得到的板坯进行表2所示条件的热轧工序、冷却工序、卷取工序，制成热轧钢板(电阻焊钢管用热轧钢板)。
卷取工序后，通过辊轧成形将冷却至表2所示温度的热轧钢板成形为圆筒状的开管(圆型钢管)，对开管的对接部分进行电阻焊，制成钢管原材(制管工序)。接着，在表2所示的温度下，将钢管原材进行缩径(定径工序)，得到表2所示外径D(mm)和壁厚t(mm)的电阻焊钢管。
从得到的电阻焊钢管裁取各种试验片，通过以下所示的方法实施位错分析、组织分析、拉伸试验、夏比冲击试验。在此，各种试验片从将电阻焊部设为0°时与电阻焊部在管周向上相距90°的母材部裁取。
[位错分析]
关于位错密度ρ，对与管长度方向和壁厚方向这两者平行的截面进行镜面研磨后，电解研磨100μm除去表面加工层，以衍射面为壁厚中央部的方式制作试验片，使用该试验片进行X射线衍射，根据其结果使用修正Williamson-Hall法和修正Warren-Averbach法(上述参考文献1、2)求出。X射线源使用CuKα射线。管电压设定为45kV，管电流设定为200mA。
参数φ根据上述X射线衍射的结果使用直接拟合/修正Williamson-Hall法(上述参考文献3)求出。直接拟合/修正Williamson-Hall法(上述参考文献3)中所需的各种常数分别设定为Γ0＝0.261、Ch00 S＝0.298、Ch00 E＝0.262、qs＝2.652、qe＝1.372。
位错的伯格斯矢量b设定为0.248×10-9m。
使用得到的位错密度ρ、参数φ、位错的伯格斯矢量b和(1)式，求出与位错的分布状态相关的A值。
A＝φ/((πρ/2)1/2×b)…(1)
表3中示出分别求出的值。
[组织分析]
关于组织分析用的试验片，以观察面为与管长度方向和壁厚方向这两者平行的截面且壁厚中央部的方式裁取，进行镜面研磨后，利用硝酸乙醇溶液进行腐蚀，从而制作组织分析用的试验片。组织分析使用光学显微镜(倍率：1000倍)或扫描电子显微镜(SEM、倍率：1000倍)，对壁厚中央部的组织进行观察、拍摄。
根据得到的光学显微镜图像和SEM图像，求出铁素体、贝氏体、珠光体和余量(马氏体、奥氏体)的面积率。各组织的面积率在5个视野以上进行观察、以各视野中得到的值的平均值的形式算出。在此，将通过组织分析得到的面积率作为各组织的体积率。
需要说明的是，在光学显微镜图像和SEM图像中难以识别马氏体和奥氏体，因此根据得到的SEM图像测定以马氏体或奥氏体形式而被观察到的组织的面积率，将从该测定值中减去通过后述的方法测定的奥氏体的体积率而得到的值作为马氏体的体积率。
奥氏体的体积率的测定是使用与位错分析用试验片同样地制作的试验片通过X射线衍射进行。测定中使用Mo的Kα射线，由fcc铁的(200)、(220)、(311)面和bcc铁的(200)、(211)面的积分强度求出奥氏体的体积率。另外，也同时求出bcc相的体积率。
另外，平均结晶粒径的测定如下进行。首先，利用SEM/EBSD法，算出结晶粒径分布的直方图(将横轴设为结晶粒径、将纵轴设为以各结晶粒径计的存在比例的图)，求出结晶粒径的算术平均。具体而言，关于结晶粒径，求出相邻的晶粒之间的取向差，将取向差为15°以上的边界设为晶粒(晶界)，测定晶粒的等效圆直径。将平均等效圆直径作为平均结晶粒径。在此，等效圆直径是指面积与作为对象的晶粒相等的圆的直径。
上述测定条件设定为加速电压：15kV、测定区域：500μm×500μm、测定步长：0.5μm。需要说明的是，在结晶粒径分析中，结晶粒径小于2.0μm的结晶作为测定噪声从分析对象中排除，所得到的面积率与体积率相等。
表3中分别示出所得到的结果。
[拉伸试验]
拉伸试验中，以拉伸方向与管长度方向平行的方式裁取JIS5号的拉伸试验片，依据JIS Z 2241的规定实施。测定屈服应力YS(MPa)、拉伸强度TS(MPa)，算出由(YS/TS)×100定义的屈服比YR(％)。其中，屈服应力YS设定为公称应变0.5％时的流动应力。
表4中分别示出所得到的结果。
[夏比冲击试验]
夏比冲击试验中，以试验片长度方向与管长度方向平行的方式从得到的电阻焊钢管的壁厚中央部裁取V型缺口试验片。依据JIS Z 2242的规定在-40℃下实施试验，求出吸收能(J)。试验根数设定为各3根，将它们的吸收能的平均值作为电阻焊钢管的吸收能。
表4中示出所得到的结果。
Figure BDA0004149344150000291
/>
Figure BDA0004149344150000301
/>
Figure BDA0004149344150000311
[表4]
Figure BDA0004149344150000321
表3～表4中，钢管No.1～5、12、13、19～22是本发明例，钢管No.6～11、14～18是比较例。
关于本发明例的电阻焊钢管，母材部的钢组织均是bcc相以体积率计为80％以上、平均结晶粒径为15.0μm以下、A的值为0.55以上且0.85以下。另外，这些本发明例的电阻焊钢管的机械特性均是屈服比为90％以下、-40℃下的夏比吸收能为100J以上。
符号说明
1 母材部
2 焊接热影响区
3 熔融凝固部

Claims (9)

1.一种电阻焊钢管，其是具有母材部和焊接部的电阻焊钢管，其中，
所述母材部的壁厚中央部的钢组织中，
bcc相以体积率计为80％以上，
平均结晶粒径为15.0μm以下，
由(1)式表示的A值为0.55以上且0.85以下，
管轴方向的屈服比为90％以下，
所述母材部的-40℃下的夏比吸收能为100J以上，
A＝φ/((πρ/2)1/2×b)…(1)
在此，在(1)式中，
φ：表示通过X射线衍射得到的加工度的参数，
ρ：位错密度(m-2)，
b：位错的伯格斯矢量(m)，
π：圆周率。
2.根据权利要求1所述的电阻焊钢管，其中，所述母材部的成分组成以质量％计含有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、Ti：0.15％以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成。
3.根据权利要求2所述的电阻焊钢管，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自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、B：0.010％以下中的一种或两种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的电阻焊钢管，其中，所述母材部的壁厚为15mm以上且30mm以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的电阻焊钢管，其中，所述母材部的壁厚中央部的钢组织中，铁素体与贝氏体的体积率的合计为85％以上。
6.一种电阻焊钢管的制造方法，其是权利要求1～5中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其具有：
将钢原材加热至1100℃以上且1300℃以下的加热温度后、在粗轧结束温度为850℃以上且1150℃以下、精轧结束温度为750℃以上且900℃以下、并且在930℃以下时的合计压下率为50％以上的条件下实施热轧而制成热轧板的热轧工序；
在以板厚中心温度计平均冷却速度为5℃/秒以上且30℃/秒以下、冷却停止温度为400℃以上且650℃以下的条件下对所述热轧板进行冷却的冷却工序；
将所述热轧板在400℃以上且650℃以下的温度下进行卷取而制成热轧钢板的卷取工序；
通过辊轧成形将所述热轧钢板在-40℃以下的温度下成形为圆筒状并实施电阻焊接而制成钢管原材的制管工序；和
将所述钢管原材在-40℃以下的温度下进行缩径而得到电阻焊钢管的定径工序。
7.根据权利要求6所述的电阻焊钢管的制造方法，其中，所述钢原材的成分组成以质量％计含有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、Ti：0.15％以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成。
8.根据权利要求7所述的电阻焊钢管的制造方法，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自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、B：0.010％以下中的一种或两种以上。
9.根据权利要求6～8中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其中，所述电阻焊钢管的母材部的壁厚为15mm以上且30mm以下。
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