中溫區(qū)的長期耐軟化性優(yōu)良的高強(qiáng)度電阻焊鋼管及其制造方法【專利摘要】本發(fā)明提供屈服強(qiáng)度為450MPa以上、且中溫區(qū)的長期耐軟化性優(yōu)良的高強(qiáng)度電阻焊鋼管及其制造方法。具體而言，將通過如下方式得到的熱軋鋼帶作為原材，利用通常的電阻焊制管得到電阻焊鋼管，所述方式為：對(duì)以質(zhì)量％計(jì)含有C：0.026～0.084％、Si：0.10～0.30％、Mn：0.70～1.90％、Al：0.01～0.10％、Nb：0.001～0.070％、V：0.001～0.065％、Ti：0.001～0.033％、Ca：0.0001～0.0035％，并且Pcm滿足0.20以下的組成的鋼材，以超過1200℃且為1280℃以下的溫度進(jìn)行90分鐘以上的加熱均熱，實(shí)施未再結(jié)晶溫度區(qū)的軋制率為20％以上的熱軋，軋制結(jié)束后實(shí)施以板厚中央部溫度計(jì)為780～620℃的溫度范圍中的平均冷卻速度為7～299℃/秒的冷卻，接著將480～350℃的溫度范圍中的累積停留時(shí)間調(diào)整為2～20小時(shí)。而且，以在線方式實(shí)施如下的處理：將電阻焊焊接部附近的壁厚的整個(gè)厚度加熱至800℃～1150℃的范圍內(nèi)的溫度后，實(shí)施以壁厚的中央部溫度計(jì)為780℃～620℃的平均冷卻速度為7～299℃/秒的范圍的冷卻，然后將500～360℃中的累積停留時(shí)間調(diào)整為2～200秒?！緦＠f明】中溫區(qū)的長期耐軟化性優(yōu)良的高強(qiáng)度電阻焊鋼管及其制造方法【
技術(shù)領(lǐng)域：
】[0001]本發(fā)明涉及適合作為蒸氣管道用鋼管（steelpipeortubeforsteamline)的高強(qiáng)度電阻焊鋼管（highstrengthelectricresistanceweldedsteelpipeortube)，特別是涉及即使在中溫區(qū)（intermediatetemperaturerange)長期使用（longperiodofuse)時(shí)，強(qiáng)度（屈服強(qiáng)度（yieldstrength))的下降也少的長期耐軟化性（resistancetosofteningforlongperiod)優(yōu)良的高強(qiáng)度電阻焊鋼管。需要說明的是，此處所說的"高強(qiáng)度"是指屈服強(qiáng)度YS為450MPa以上的情況。另外，"中溫區(qū)"是指300?400°C的范圍的溫度范圍。【
背景技術(shù)：
】[0002]近年來，由于石油開采技術(shù)（oilextractivetechnology)的發(fā)展，被稱為油砂(oilsand)的超重原油（extra-heavycrudeoil)受到關(guān)注。油砂中含有的被稱為"浙青(bitumen)"的重質(zhì)油（heavyoil)等粘性（viscosity)高的原油無法從油井（oilwell)中通過通常的方法進(jìn)行回收。因此開發(fā)了被稱為油層內(nèi)回收法的開采技術(shù)，該方法中，向含油砂層中注入超過300°C的高溫蒸氣（high-temperaturevapor)，使原油的粘性降低，將烙化的被稱為的"浙青"的重質(zhì)油分汲上來而回收。作為向含油砂層中注入高溫蒸氣的方法，例如有蒸汽注入法（steaminjectionmethod)。該方法中，由管道輸送被加熱至高溫的蒸氣，并通過注入鋼管（injectionpipeortube)進(jìn)行注入。[0003]從管的可靠性觀點(diǎn)出發(fā)，迄今為止，直到蒸氣注入井（vaporinjectionwell)的蒸氣管道使用無縫鋼管（seamlesssteelpipeortube)、或者使用焊縫金屬（weldmetal)焊接而成的UOE鋼管（U0Esteelpipe)。電阻焊鋼管由于電阻焊焊接部的可靠性不足，因此未被用于特別要求高溫強(qiáng)度特性（high-temperaturestrengthproperty)的用途。電阻焊鋼管被限定于在不要求高溫強(qiáng)度特性的常溫附近（nearroomtemperature)使用的部位。[0004]對(duì)于這種問題，例如專利文獻(xiàn)1中記載了一種焊接熱影響部（weldedheat-affectedzone)的韌性（toughness)優(yōu)良的高強(qiáng)度蒸氣管道用鋼管的制造方法。專利文獻(xiàn)1中記載了如下的技術(shù)：將以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.05?0.09%、Si:0.05?0.20%、Mn:L5?2·0%、P:0·020%以下、S:0·002%以下、Mo:0·05?0·3%、Nb:0·005?0·05%、Ti:0·005?0·02%、Al:0·01?0·04%、N:0·004?0·006%、且滿足Ti/N:2·0?4.0的組成的鋼坯（steelslab)加熱至KKKTC?1200°C后，實(shí)施900°C以下的累積軋制率(cumulativerollingreduction)為50%以上、并且乳制結(jié)束溫度（rollingfinishingtemperature)為850°C以下的熱乳（hotro11ing)，然后以5°C/秒以上的冷卻速度(coolingrate)加速冷卻（acceleratedcooling)至400?55CTC而制成鋼板，將該制造的鋼板冷成形（coldforming)為管狀，并對(duì)其對(duì)接部（buttportion)進(jìn)行焊接，得到焊接鋼管（weldedsteelpipe)。根據(jù)專利文獻(xiàn)1中記載的技術(shù)，可得到具有350°C下的高屈服強(qiáng)度和焊接熱影響部的高韌性的蒸氣管道用高強(qiáng)度焊接鋼管。[0005]另外，專利文獻(xiàn)2日本專利第4741528號(hào)公報(bào)（日本特開2008-195991號(hào)公報(bào)）中記載了一種高溫特性（high-temperatureproperties)優(yōu)良的蒸氣輸送管道用鋼管的制造方法。專利文獻(xiàn)2中記載的技術(shù)為一種高溫特性優(yōu)良的蒸氣輸送管道用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，將以質(zhì)量％計(jì)含有(：：0.02?0.10%、51:0.01?0.50%、]\111:0.5?2.0%、吣：0·005?0·050%、Ti:0·005?0·050%、N:0·001?0·010%、B:0·0001?0·0050%、或者進(jìn)一步含有Mo、Cr、V、Ca、REM等、且限制為P:0.020%以下、S:0.005%以下、Al:0.04%以下、并且滿足Ti/N:2.0?4.0的組成的鋼坯加熱至1000°C?1250°C，以900°C以下的累積軋制率為50%以上、結(jié)束溫度為850°C以下的條件進(jìn)行熱軋后，以5°C/秒以上的冷卻速度加速冷卻至400?550°C的范圍而制得高強(qiáng)度鋼板，并將該制造的高強(qiáng)度鋼板成形為管狀，并將對(duì)接部焊接。根據(jù)專利文獻(xiàn)1中記載的技術(shù)，能夠制造出高溫特性及長時(shí)間蠕變特性(longtimecreepproperties)優(yōu)良的大直徑（largediameter)的蒸氣輸送管道用高強(qiáng)度鋼管。[0006]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)[0007]專利文獻(xiàn)[0008]專利文獻(xiàn)1:日本特開2006-183133號(hào)公報(bào)[0009]專利文獻(xiàn)2:日本專利第4741528號(hào)公報(bào)（日本特開2008-195991號(hào)公報(bào)）【
發(fā)明內(nèi)容】[0010]發(fā)明所要解決的問題[0011]然而，專利文獻(xiàn)1、2中記載的技術(shù)中，鋼管中不可避免地存在被加熱至稍低于溶點(diǎn)(temperaturejustbelowthemeltingpoint)的粒徑（graindiameter)大的焊接熱影響部。由于該焊接熱影響部的存在，焊接熱影響部的高溫強(qiáng)度降低，擔(dān)心在中溫區(qū)（300?400°C)長時(shí)間使用時(shí)強(qiáng)度下降。因此，在作為蒸氣管道用鋼管使用時(shí)，需要著重考慮強(qiáng)度安全率（strengthsafetyratio),從而存在需要限制蒸氣溫度（vaportemperature)、內(nèi)壓（innerpressure)的問題。[0012]本發(fā)明的目的在于解決所述現(xiàn)有技術(shù)的問題，提供適合作為蒸氣輸送用管道的、屈服強(qiáng)度YS為450MPa以上的高強(qiáng)度、并且中溫區(qū)（300?400°C)的長期耐軟化性優(yōu)良的高強(qiáng)度電阻焊鋼管及其制造方法，所述蒸氣輸送用管道能夠?qū)⒃诤蜕皩又凶⑷敫邷卣魵舛刍谋环Q為"浙青"的重質(zhì)油分在不限制蒸氣溫度、內(nèi)壓的情況下更有效及經(jīng)濟(jì)(efficientandeconomic)地進(jìn)行開米。[0013]需要說明的是，此處所說的"中溫區(qū)的長期耐軟化性優(yōu)良"是指在400°CX2340小時(shí)的熱處理前后在350°C下實(shí)施高溫拉伸試驗(yàn)（high-temperaturetensiletest)、熱處理前后的屈服強(qiáng)度的變化（下降）量AYS為60MPa以下的情況。400°CX2340小時(shí)的熱處理相當(dāng)于使用在整理不同溫度下的懦變斷裂數(shù)據(jù)（creeprupturedata)時(shí)使用的Larson-Miller參數(shù)（parameter)(參照F.R.Larson和J.Miller，Trans.ASME，第74卷(1952),99.765-775)換算時(shí)在350°C下保持20年的熱處理。Larson-Miller參數(shù)由下式來定義，[0014]Larson-Miller參數(shù)=(T+273)X(C+logt)[0015](在此，T:溫度（°C)、t:時(shí)間（小時(shí)）、C:常數(shù)=20)。[0016]用于解決問題的方法[0017]本發(fā)明人為了實(shí)現(xiàn)上述目的，對(duì)影響電阻焊焊接部的焊接熱影響部的高溫強(qiáng)度、中溫區(qū)的長期耐軟化性的各種要因進(jìn)行了廣泛深入的研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，為了提高高溫強(qiáng)度及中溫區(qū)的長期耐軟化性，重要的是，對(duì)于母材部及電阻焊焊接部的組織而言，以準(zhǔn)多邊形鐵素體相（quasi-polygonalferritephase)為主相（mainphase),使組織(microstructure)微細(xì)化，并且通過析出物（precipitates)的穩(wěn)定化（stabilization)來實(shí)現(xiàn)組織的穩(wěn)定化。[0018]而且發(fā)現(xiàn)，為了使析出物穩(wěn)定化，鋼管原材（熱軋鋼帶）的制造工序中350?450°C的溫度范圍中的停留時(shí)間（holdingtime)是重要的。另外發(fā)現(xiàn)，在電阻焊焊接部(electricresistanceweld)中，為了使析出部穩(wěn)定化來實(shí)現(xiàn)組織的穩(wěn)定化，需要在線熱處理（onlineheattreatment)，并且其熱歷程（thermalhistory)是重要的。[0019]另外，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，電阻焊焊接部中的5μπι以上的粗大夾雜物的減少對(duì)于中溫區(qū)的長期耐軟化性的提高而言是有效的，為此，使電阻焊時(shí)的坡口形狀（grooveshape)成為特定的坡口形狀是有效的。[0020]首先，對(duì)成為本發(fā)明的基礎(chǔ)的實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行說明。[0021]對(duì)以質(zhì)量％計(jì)含有0·05%C-0.2%Si-L7%Mn-O.03%A1-0.05%Nb-O.05%V-0·02%Ti_0.0015%Ca-O.20%Cr的組成的鋼原材（連鑄制板述（continuouscastingslab):板述厚度250mm)，在1250°C的加熱溫度下進(jìn)行120分鐘加熱及均熱后，實(shí)施由粗乳（roughrolling)、未再結(jié)晶溫度（un-recrystallizationtemperature)區(qū)（也稱為低于再結(jié)晶溫度的溫度范圍）中的熱軋率被調(diào)整為50%且精軋結(jié)束溫度（finishrollingcompletingtemperature)被調(diào)整為81(TC的精乳構(gòu)成的熱乳，得到板厚19.Imm的熱乳鋼帶。對(duì)于熱乳鋼帶，在精乳結(jié)束后立即在熱乳輸出棍道（runouttableofhotrolling)上在以板厚中央部的溫度計(jì)為780?620°C的溫度范圍以28°C/秒的平均冷卻速度(averagecoolingrate)冷卻至500°C的冷卻停止溫度（coolingstoptemperature)，在500°C的卷取溫度（coilingtemperature)下卷取為卷材狀。對(duì)于卷取而成的熱乳鋼帶，進(jìn)一步實(shí)施使350?480°C的溫度范圍中的停留時(shí)間在0.5?90小時(shí)間變化的熱歷程。[0022]將所得到的熱軋鋼帶作為鋼管原材，將其切割（slitting)為規(guī)定的寬度，連續(xù)地進(jìn)行輥軋成型而得到近圓形截面的開管（openpipe)后，進(jìn)行將該開管的對(duì)接部附近加熱至熔點(diǎn)以上并通過擠壓輥（squeezeroll)壓接的電阻焊，從而得到電阻焊鋼管（外徑(outerdiameter)508mmΦ)〇[0023]從所得到的電阻焊鋼管上裁取試驗(yàn)材料（testmaterial)，實(shí)施400°CX2340小時(shí)的熱處理。從實(shí)施了該熱處理的試驗(yàn)材料及未實(shí)施該熱處理的試驗(yàn)材料的母材部，以管圓周方向（circumferentialdirectionoftube)為拉伸方向（tensiledirection)的方式裁取ASTME8圓棒試驗(yàn)片（roundbartypespecimen)(平行部（parallelportion):6.35mm<KGL(gaugelength):25.4mm)。母材部位于距離電阻焊焊接部180°的位置。需要說明的是，裁取試驗(yàn)片時(shí)，未進(jìn)行鋼管的偏平（flatning)化。[0024]使試驗(yàn)溫度為350°C，在試驗(yàn)溫度下保持15分鐘后，使YS以下的拉伸速度（speedoftestingrateofstressing)為0·5%/分鐘,使超過YS后的拉伸速度為5mm/分鐘，求出屈服強(qiáng)度YS。[0025]從所得到的屈服強(qiáng)度YS算出熱處理前后的YS的下降量AYS。圖1中，以AYS與350?480°C的溫度范圍中的停留時(shí)間的關(guān)系示出所得到的結(jié)果。[0026]從圖1可知，通過將350?480°C的溫度范圍中的停留時(shí)間調(diào)整為2?20小時(shí)的范圍，由此AYS小于60MPa，長期耐軟化性提高。[0027]接著，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，為了提高電阻焊焊接部的長期耐軟化性，電阻焊焊接部的粗大夾雜物的減少特別有效。從對(duì)改變了焊接條件、坡口的電阻焊焊接部實(shí)施在線熱處理后的電阻焊鋼管上裁取試驗(yàn)材料，并實(shí)施了400°CX2340小時(shí)的熱處理。從實(shí)施了該熱處理的試驗(yàn)材料及未實(shí)施該熱處理的試驗(yàn)材料的電阻焊焊接部，以管圓周方向?yàn)槔旆较虻姆绞讲萌STME8圓棒試驗(yàn)片（平行部：6.35mmΦ、GL:25.4mm)。需要說明的是，以電阻焊焊接部的焊縫位于平行部中央的方式裁取圓棒試驗(yàn)片。另外，裁取試驗(yàn)片時(shí)，未進(jìn)行鋼管的偏平化。使試驗(yàn)溫度為350°C，在試驗(yàn)溫度下保持15分鐘后，使YS以下時(shí)的拉伸速度為0.5%/分鐘，使超過YS后的拉伸速度為5_/分鐘，求出屈服強(qiáng)度YS。從所得到的屈服強(qiáng)度YS算出熱處理前后的YS的下降量AYS。[0028]另外，從所得到的電阻焊鋼管的電阻焊焊接部裁取以電阻焊焊接部中央為中心且寬度為2mm的板狀試驗(yàn)片（platetypespecimen)〈寬度：2mmX厚度：總厚度X長度：總厚度〉。將該板狀試驗(yàn)片在電解液（electrolyticsolution)(10%AA系電解液：10%乙酰丙酮（acetylacetone)-l1%四甲基氯化銨（tetramethylethylene)-甲醇（methanol))中進(jìn)行電解提取（electrolyticextraction),將所得到的提取殘禮：（extractionresidue)用濾網(wǎng)（filtermesh)(孔徑（holediameter):5μm)收集，并利用ICP發(fā)光分析法（inductivelycoupledplasmaatomicemissionspectroscopy)分別求出殘禮:中含有的Si、Μη、A1、Ca、Cr量（質(zhì)量ppm)，算出它們的總量，作為電阻焊焊接部中的當(dāng)量圓直徑（equivalentcirclediameter)5μm以上的粗大夾雜物量。在此，當(dāng)量圓直徑是指面積與夾雜物的面積相同的的圓的直徑。[0029]圖2中，以AYS與電阻焊焊接部中的當(dāng)量圓直徑5μπι以上的夾雜物中含有的Si、Μη、Al、Ca、Cr的總量（質(zhì)量ppm)的關(guān)系示出所得到的結(jié)果。[0030]從圖2可知，當(dāng)量圓直徑5μπι以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的總量為49質(zhì)量ppm以下時(shí)，ΔYS小于60MPa，電阻焊焊接部的長期耐軟化性提高。另外還發(fā)現(xiàn)，當(dāng)量圓直徑5μm以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的總量也可通過對(duì)開管的對(duì)接部截面賦予錐形坡口（tapertypegroove)來降低。[0031]本發(fā)明基于所述發(fā)現(xiàn)，并進(jìn)一步進(jìn)行研究而完成。即，本發(fā)明的要旨如下所述。[0032](1)-種高強(qiáng)度電阻焊鋼管，其特征在于，具有：[0033]如下組成：以質(zhì)量％計(jì)含有C:0·025?0·084%、Si:0·10?0·30%、Mn:0·70?L90%、P:0·018%以下、S:0·0029%以下、Al:0·01?0·10%、Nb:0·001?0·070%、V:0·001?0·065%、Ti:0·001?0·033%、Ca:0·0001?0·0035%、N:0·0050%以下、0:0.0030%以下，并且以下述（1)式定義的Pcm滿足0.20以下的方式含有，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；以及[0034]由母材部組織和電阻焊焊接部組織構(gòu)成的組織，所述母材部組織以體積分?jǐn)?shù)(volumepercent)為90%以上的準(zhǔn)多邊形鐵素體相為主相，余量由準(zhǔn)多邊形鐵素體相以外的硬質(zhì)相構(gòu)成，且所述準(zhǔn)多邊形鐵素體相的平均粒徑為10μm以下，所述電阻焊焊接部組織以體積分?jǐn)?shù)為90%以上的準(zhǔn)多邊形鐵素體相為主相，余量由準(zhǔn)多邊形鐵素體相以外的硬質(zhì)相（hardphase)構(gòu)成，且所述準(zhǔn)多邊形鐵素體相的平均粒徑為10μm以下，[0035]所述高強(qiáng)度電阻焊鋼管的屈服強(qiáng)度YS為450MPa以上，中溫區(qū)的長期耐軟化性優(yōu)良，[0036]Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…（1)[0037](其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B為各元素的含量（質(zhì)量％))。[0038](2)如（1)所述的高強(qiáng)度電阻焊鋼管，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計(jì)還含有選自Cu:0·001?0·350%、Ni:0·001?0·350%、Mo:0·001?0·350%、Cr:0.001?0.350%中的一種或兩種以上。[0039](3)如⑴或⑵所述的高強(qiáng)度電阻焊鋼管，其特征在于，存在于所述電阻焊焊接部的、當(dāng)量圓直徑5μm以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的總含量為49質(zhì)量ppm以下。[0040](4)一種屈服強(qiáng)度YS為450MPa以上、中溫區(qū)的長期耐軟化性優(yōu)良的高強(qiáng)度電阻焊鋼管的制造方法，對(duì)熱軋鋼帶連續(xù)地進(jìn)行輥軋成型而形成近圓形截面的開管后，進(jìn)行將該開管的對(duì)接部附近加熱至熔點(diǎn)以上并通過擠壓輥壓接的電阻焊，制成具有電阻焊焊接部的電阻焊鋼管，接著對(duì)該電阻焊鋼管實(shí)施在線方式的熱處理，所述制造方法的特征在于，[0041]所述熱軋鋼帶如下制得：對(duì)以質(zhì)量％計(jì)含有C025?0.084%、Si10?0·30%、Mn:0·70?L90%、P:0·018%以下、S:0·0029%以下、Al:0·01?0·10%、Nb:0.001?0.070%、V:0.001?0.065%、Ti:0.001?0.033%、Ca:0.0001?0.0035%、N:0.0050%以下、0:0.0030%以下、并且以下述（1)式定義的Pcm滿足0.20以下的方式含有、余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的鋼原材，以超過1200°C且為1280°C以下的加熱溫度進(jìn)行90分鐘以上的加熱均熱，實(shí)施未再結(jié)晶溫度區(qū)的熱軋率為20%以上、精軋結(jié)束溫度為750°C以上的熱軋，該熱軋結(jié)束后，實(shí)施以板厚中央部溫度計(jì)為780?620°C的溫度范圍中的平均冷卻速度為7?299°C/秒的范圍的冷卻直至620°C以下的冷卻停止溫度，并在595?475°C的卷取溫度下進(jìn)行卷取，接著實(shí)施將480?350°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間調(diào)整為2?20小時(shí)的熱歷程，[0042]所述在線方式的熱處理如下：將所述電阻焊焊接部附近的壁厚（也稱為管厚）的整個(gè)厚度加熱至800°C?1150°C的范圍內(nèi)的溫度后，實(shí)施以壁厚的中央部溫度計(jì)為780°C?620°C的溫度范圍中的平均冷卻速度為7?299°C/秒的范圍的冷卻直至620°C以下的冷卻停止溫度，進(jìn)而實(shí)施將500?360°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間調(diào)整為2?200秒的熱歷程，[0043]Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…（1)[0044](其中，（：、5丨^11、(：11、附、0、1〇、￥、8為各元素的含量（質(zhì)量％))。[0045](5)如（4)所述的高強(qiáng)度電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計(jì)還含有選自Cu:0·001?0·350%、Ni:0·001?0·350%、Mo:0·001?0·350%、Cr:0·001?0·350%中的一種或兩種以上。[0046](6)如（4)或（5)所述的高強(qiáng)度電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，在所述輥乳成型的翅片成型（finpassforming)中，對(duì)所述熱乳鋼帶的寬度方向兩端面賦予錐形坡口，所述錐形坡口中，錐形起始位置（startingpositionoftaper)與成為管外表面的表面或者成為管內(nèi)表面的表面的熱乳鋼帶板厚方向（thicknessdirectionofhotrolledsheet)的距離為熱軋鋼帶板厚的2?80%。[0047](7)如⑷?（6)中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，所述電阻焊在氧濃度（oxygenconcentration)比大氣中的氧濃度低的氣氛下進(jìn)行。[0048](8)如⑷?（7)中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，存在于所述電阻焊焊接部的、當(dāng)量圓直徑5μπι以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的總含量為49質(zhì)量ppm以下。[0049]發(fā)明效果[0050]根據(jù)本發(fā)明，能夠穩(wěn)定地制造在母材部及電阻焊焊接部中兼具屈服強(qiáng)度YS為450MPa以上的高強(qiáng)度、以及在中溫區(qū)（300?400°C)的優(yōu)良的長期耐軟化性的高強(qiáng)度電阻焊鋼管，能夠?qū)⑵溆米髡魵夤艿烙娩摴?，在產(chǎn)業(yè)上發(fā)揮顯著的效果?！緦＠綀D】【附圖說明】[0051]圖1是表示ΛYS與熱軋鋼帶冷卻中的480?350°C的溫度范圍中的停留時(shí)間的關(guān)系的圖。[0052]圖2是表示AYS與電阻焊焊接部中的當(dāng)量圓直徑5μπι以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca的總量的關(guān)系的圖?！揪唧w實(shí)施方式】[0053]首先，對(duì)本發(fā)明高強(qiáng)度電阻焊鋼管的組成限定理由進(jìn)行說明。需要說明的是，以下，組成中的質(zhì)量％僅記為％。[0054]C:0·025?0·084%[0055]C有助于珠光體（pearlite)、偽珠光體、滲碳體（cementite)、貝氏體（bainite)、馬氏體（martensite)等硬質(zhì)相形成，具有使鋼管的強(qiáng)度增加的作用。為了得到這種效果來確保期望的屈服強(qiáng)度為YS400MPa以上，需要含有0.025%以上。另一方面，若含量超過0.084%，則母材部及電阻焊焊接部中的硬質(zhì)相量增加，長期耐軟化特性下降。因此，C限定在0.025?0.084%的范圍內(nèi)。需要說明的是，優(yōu)選為0.030?0.060%。除上述作用外，C還在電阻焊時(shí)通過凝固點(diǎn)下降、與氣相中O2的CO形成反應(yīng)等影響電阻焊焊接部的氧化物形成。[0056]Si:0·10?0·30%[0057]Si通過固溶強(qiáng)化而有助于鋼管強(qiáng)度的增加。另外，Si與Fe相比，與0的親和力（affinity)更強(qiáng)，在電阻焊時(shí)與Mn氧化物一起形成粘度高的共晶氧化物（eutecticoxide)。Si小于0.10%時(shí)，共晶氧化物中的Mn濃度上升，氧化物的熔點(diǎn)超過鋼水溫度(liquidsteeltemperature),因此在電阻焊時(shí)容易以氧化物的形式殘留在電阻焊焊接部。因此，存在于電阻焊焊接部的當(dāng)量圓直徑5μπι以上的夾雜物中含有的Mn量增加，Si、皿1131、0&、〇的總量超過49質(zhì)量？?111。結(jié)果，電阻焊焊接部的長期耐軟化特性下降。另一方面，若Si超過0.30%而過量含有，則在電阻焊時(shí)共晶氧化物中的Si濃度上升，氧化物的熔點(diǎn)超過鋼水溫度，作為氧化物的絕對(duì)量增加，并且容易以氧化物的形式殘留在電阻焊焊接部。因此，存在于電阻焊焊接部的當(dāng)量圓直徑5μm以上的夾雜物中含有的Si、Mn量增力口，Si、Μη、Al、Ca、Cr的總量超過49質(zhì)量ppm。結(jié)果，電阻焊焊接部的長期耐軟化特性下降。因此，Si限定在0.10?0.30%的范圍內(nèi)。需要說明的是，優(yōu)選為0.15?0.25%。[0058]Mn:0·70?1.90%[0059]Mn通過固溶強(qiáng)化（solutestrengthening)和相變組織強(qiáng)化（transformationstructurestrength)而有助于鋼管強(qiáng)度的增加。另外,Mn與Fe相比，與0的親和力更強(qiáng)，在電阻焊時(shí)與Si氧化物一起形成粘度高的共晶氧化物（eutecticoxide)。Mn小于0.70%時(shí)，在電阻焊時(shí)共晶氧化物中的Si濃度上升，氧化物的熔點(diǎn)（meltingpoint)超過鋼水溫度，容易以氧化物的形式殘留在電阻焊焊接部。因此，存在于電阻焊焊接部的當(dāng)量圓直徑5μπι以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的總量超過49質(zhì)量ppm。結(jié)果，電阻焊焊接部的長期耐軟化特性下降。另一方面，若Mn超過1.90%而過量含有，則在電阻焊時(shí)共晶氧化物中的Mn濃度上升，氧化物的熔點(diǎn)超過鋼水溫度，作為氧化物的絕對(duì)量增加，容易以氧化物的形式殘留在電阻焊焊接部。因此，存在于電阻焊焊接部的當(dāng)量圓直徑5μπι以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的總量超過49質(zhì)量ppm。結(jié)果，電阻焊焊接部的長期耐軟化特性下降。另外，若Mn超過1.90%而過量含有，則母材部及電阻焊焊接部的組織中的硬質(zhì)相增加，長期耐軟化性下降。[0060]因此，Mn限定在0.70?1.90%的范圍內(nèi)。需要說明的是，優(yōu)選為0.85?1.85%。[0061]P:0.018%以下[0062]P與Mn發(fā)生共偏析（co-segregation)，使母材部及電阻焊焊接部的長期耐軟化性下降，因此優(yōu)選盡量降低，但若為〇.018%以下，則可以允許。因此，P限定為0.018%以下。需要說明的是，過度降低會(huì)導(dǎo)致精煉成本（refiningcost)的高漲。從煉鋼工藝(steelmakingprocess)的經(jīng)濟(jì)性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選為0.001%以上。[0063]S:0.0029%以下[0064]S與Mn結(jié)合形成MnS并以夾雜物的形式存在于鋼中，使延展性（ductility)及韌性（toughnes)下降，因此期望盡量降低。特別是含量超過0.0029%時(shí)，使長期耐軟化特性下降。因此，S限定為0.0029%以下。需要說明的是，過度降低會(huì)導(dǎo)致精煉成本的高漲。從煉鋼工藝的經(jīng)濟(jì)性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選為〇.0001%以上。[0065]Al:0·01?0·10%[0066]Al作為煉鋼工藝中的脫氧劑發(fā)揮作用。另外，Al與N結(jié)合并以AlN的形式析出，抑制加熱時(shí)的Y晶粒成長，有助于鋼的低溫韌性（lowtemperaturetoughness)的提高。為了得到這種效果，需要含有0.01%以上。Al含量小于0.01%時(shí)，無法確保煉鋼工藝中的脫氧效果（deoxidationeffect)，鋼的清潔度（cleanness)下降，存在于電阻焊焊接部的氧化物量增加，當(dāng)量圓直徑5μm以上的夾雜物中含有的Si、Μη、Al、Ca、Cr的總量超過49ppm。結(jié)果，長期耐軟化特性下降。另外，Al與Si、Mn相比，與0的親和力更強(qiáng)，以固溶于2Mn0·Si02(Tephroite,猛橄欖石）等Mn-Si共晶氧化物的形式形成氧化物。另一方面，若Al超過0.10%而過量含有，則在電阻焊時(shí)共晶氧化物中的Al濃度上升，氧化物的熔點(diǎn)超過鋼水溫度，容易以氧化物的形式殘留在電阻焊焊接部。因此，存在于電阻焊焊接部的夾雜物中含有的Si、Mn、Al量增加，當(dāng)量圓直徑5μπι以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的總量超過49質(zhì)量ppm。結(jié)果,長期耐軟化性下降。因此，Al限定在0.01?0.10%的范圍內(nèi)。需要說明的是，優(yōu)選為0.02?0.08%。[0067]Nb:0·001?0·070%[0068]Nb主要以碳化物的形式析出，具有通過析出強(qiáng)化（precipitationstrengthening)使鋼管的強(qiáng)度增加的作用。為了得到這種效果，需要含有0.001%以上。另一方面，若含量超過〇.070%，則殘留未固溶的大型Nb碳氮化物（carbonitride)，結(jié)果，長期耐軟化性下降。因此，Nb限定在0.001?0.070%的范圍內(nèi)。需要說明的是，優(yōu)選為0.051?0.065%。[0069]V:0·001?0·065%[0070]V與Nb同樣主要以碳化物的形式析出，具有通過析出強(qiáng)化使鋼管的強(qiáng)度增加的作用。為了得到這種效果，需要含有0.001%以上。另一方面，若含量超過0.065%，則殘留未固溶的大型V碳氮化物，結(jié)果，長期耐軟化性下降。因此，V限定在0.001?0.065%的范圍內(nèi)。需要說明的是，優(yōu)選為0.005?0.050%。[0071]Ti:0·001?0·033%[0072]Ti與Nb、V同樣主要以碳化物的形式析出，具有通過析出強(qiáng)化使鋼管的強(qiáng)度增加的作用。為了得到這種效果，需要含有0.001%以上。另一方面，若含量超過0.033%，則殘留未固溶的大型Ti碳氮化物，結(jié)果，長期耐軟化性下降。因此，Ti限定在0.001?0.033%的范圍內(nèi)。需要說明的是，優(yōu)選為0.005?0.020%。[0073]Ca:0·0001?0·0035%[0074]Ca具有將鋼中的硫化物（sulfide)形態(tài)控制（morphologicalcontrol)為球狀的作用，具有使鋼管的電阻焊焊接部附近的韌性、抗HIC特性（HydrogenInducedCrackingresistance，抗氫致開裂特性）提高的效果。為了得到這種效果，需要含有0.0001%以上。另一方面，若超過0.0035%而過量含有，則氧化物中的Ca濃度上升，氧化物的熔點(diǎn)超過鋼水溫度，氧化物量增加，并且在焊接時(shí)容易以氧化物的形式殘留在電阻焊焊接部。因此，存在于電阻焊焊接部的夾雜物的Ca量增加，存在于電阻焊焊接部的當(dāng)量圓直徑5μπι以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的總量超過49質(zhì)量ppm。結(jié)果，長期耐軟化性下降。因此，Ca限定在0.0001?0.0035%的范圍內(nèi)。需要說明的是，優(yōu)選為0.0002?0.0028%。[0075]N:0.0050%以下[0076]N與作為碳氮化物的形成元素（carbonitrideformingelements)的Ti結(jié)合，以Ti(N、C)的形式析出，或者以固溶N(soluteN)的形式殘留。若N含量超過0.0050%，則Ti(NX)以及固溶N增加，因此長期耐軟化性下降。因此，N限定為0.0050%以下。需要說明的是，優(yōu)選為0.0040%以下。[0077]0:0.0030%以下[0078]0在鋼中主要以氧化物系夾雜物的形式存在，使延展性、韌性下降。若0含量超過0.0030%，則夾雜物量變得過多從而特別是長期耐軟化性的下降變得顯著。因此，0限定為0.0030%以下。[0079]上述的成分為基本成分，可以在上述的基本組成的基礎(chǔ)上進(jìn)一步含有選自Cu:0·001?0·350%、Ni:0·001?0·350%、M〇:0·001?0·350%、Cr:0·001?0·350%中的一種或兩種以上。[0080]Cu、Ni、Mo、Cr均為有助于淬透性提高的元素，為了確保期望的高強(qiáng)度，可以根據(jù)需要選擇含有一種或兩種以上。[0081]Cu:0·001?0·350%[0082]Cu為使淬透性提高的元素，特別是為了增加厚壁材（thick-walledseets)的強(qiáng)度而優(yōu)選含有。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.001%以上。另一方面，即使含量超過0.350%，效果也飽和，無法期待與含量相稱的效果。因此，含有時(shí)優(yōu)選限定在0.001?0.350%的范圍。需要說明的是，優(yōu)選為0.05?0.290%。[0083]Ni:0·001?0·350%[0084]Ni與Cu同樣為使淬透性（hardenability)提高的元素，特別是為了增加厚壁材的強(qiáng)度而優(yōu)選含有。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.001%以上。另一方面，即使含量超過0.350%，效果也飽和，無法期待與含量相稱的效果。因此，含有時(shí)優(yōu)選限定在0.001?0.350%的范圍。需要說明的是，優(yōu)選為0.05?0.290%。[0085]Mo:0·001?0·350%[0086]Mo與Ni、Cu同樣為使淬透性提高的元素，特別是為了增加厚壁材的強(qiáng)度而優(yōu)選含有。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.001%以上。另一方面，即使含量超過0.350%，效果也飽和，無法期待與含量相稱的效果。因此，含有時(shí)優(yōu)選限定在0.001?0.350%的范圍。需要說明的是，優(yōu)選為〇.05?0.290%。[0087]Cr:0·001?0·700%[0088]Cr為使淬透性提高的元素，特別是為了增加厚壁材的強(qiáng)度而優(yōu)選含有。另外，Cr與Mn同樣可以通過相變強(qiáng)化（transformationtoughening)使鋼管的強(qiáng)度和組織成為期望的高強(qiáng)度、組織。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.001%以上。另外，Cr與Fe相比，與0的親和力（affinity)更強(qiáng)，若含量超過0.700%，則在電阻焊時(shí)氧化物中的Cr濃度上升，氧化物的熔點(diǎn)超過鋼水溫度，氧化物量增加，容易以氧化物的形式殘留在電阻焊焊接部。因此，存在于電阻焊焊接部的夾雜物量增加，電阻焊焊接部中的當(dāng)量圓直徑5μπι以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的總量超過49質(zhì)量ppm。因此，含有時(shí)優(yōu)選使Cr為0.001?0.700%。需要說明的是，更優(yōu)選為0.02?0.290%。[0089]另外，本發(fā)明高強(qiáng)度電阻焊鋼管在上述的范圍內(nèi)含有上述的成分，并且以下述（1)式定義的Pcm滿足0.20以下的方式進(jìn)行調(diào)整。[0090]Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B··(1)[0091](在此，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B為各元素的含量（質(zhì)量％))。[0092]Pcm為影響電阻焊焊接部的急速冷卻時(shí)的組織形成的指標(biāo)，本發(fā)明中限定為0.20以下。另外，優(yōu)選為〇.17以下。[0093]若Pcm超過0.20而增大，則無法使電阻焊焊接部成為以準(zhǔn)多邊形鐵素體相為主相的組織。而且，電阻焊焊接部的長期耐軟化性下降。需要說明的是，Pcm的下限值沒有特別限定，但為了穩(wěn)定地確保YS為450MPa以上，則期望調(diào)整為0.07以上。[0094]接著，對(duì)本發(fā)明高強(qiáng)度電阻焊鋼管的組織限定理由進(jìn)行說明。[0095]本發(fā)明高強(qiáng)度電阻焊鋼管的母材部及電阻焊焊接部均具有如下組織：將以體積分?jǐn)?shù)計(jì)為90%以上的準(zhǔn)多邊形鐵素體相作為主相，余量由準(zhǔn)多邊形鐵素體相以外的硬質(zhì)相構(gòu)成，準(zhǔn)多邊形鐵素體相等主相的平均粒徑為IOym以下。主相以外的第二相以體積分?jǐn)?shù)計(jì)為10%以下的珠光體、偽珠光體、滲碳體、貝氏體、馬氏體等硬質(zhì)相。若作為第二相的硬質(zhì)相超過10%而增加，則強(qiáng)度過度增加，長期耐軟化性下降。[0096]需要說明的是，此處所說的"準(zhǔn)多邊形鐵素體相"是指形成非定形的形狀(nondimensionalshape),以約低于600°C且為400°C以上這樣低于多邊形鐵素體的溫度越過相變前的奧氏體邊界（austeniteboundary)而形成的、大部分相變應(yīng)變(transformationstrain)恢復(fù)后的組織。該組織為與《鋼〇^^卜寫真集-1》（參照社團(tuán)法人日本鋼鐵協(xié)會(huì)基礎(chǔ)研究會(huì)貝氏體調(diào)査研究會(huì)編著、社團(tuán)法人日本鋼鐵協(xié)會(huì)發(fā)行(1992.6.29)、第4頁）中記載的Quasi-polygonalFerriteaq相同的組織。[0097]通過形成以平均粒徑為IOym以下的微細(xì)的準(zhǔn)多邊形鐵素體相為主相、且以體積分?jǐn)?shù)計(jì)占90%以上的組織，由此可以得到屈服強(qiáng)度YS為450MPa以上的高強(qiáng)度、和中溫區(qū)的長期耐軟化性優(yōu)良、并且懦變斷裂特性（creepruptureproperty)也優(yōu)良的電阻焊鋼管。若準(zhǔn)多邊形鐵素體相的組織百分率下降，準(zhǔn)多邊形鐵素體相以外的例如貝氏體相成為主相，則強(qiáng)度過度增加，長期耐軟化性下降。另外，若主相為多邊形鐵素體相，則強(qiáng)度下降，無法得到期望的高強(qiáng)度，并且長期耐軟化性下降。另外，若平均粒徑超過10μm而粗大化，則中溫區(qū)的強(qiáng)度下降。[0098]以下對(duì)本發(fā)明電阻焊鋼管的制造方法進(jìn)行說明。[0099]將熱軋鋼帶連續(xù)地輥軋成型（rollforming)而形成近圓形截面的開管后，進(jìn)行將該開管的對(duì)接部附近加熱至熔點(diǎn)以上并通過擠壓輥壓接的常用的電阻焊，得到具有電阻焊焊接部的電阻焊鋼管。[0100]作為鋼管原材的熱軋鋼帶以上述的組成的鋼原材為起始原材。鋼原材的制造方法不需要特別限定，但優(yōu)選使用常用的轉(zhuǎn)爐（converter)等進(jìn)行熔煉，并用常用的連鑄法(continuouscastingprocess)制成板述等。[0101]對(duì)上述的組成的鋼原材進(jìn)行加熱均熱，實(shí)施熱軋，卷取為卷材狀，制成熱軋鋼帶，得到鋼管原材。[0102]加熱溫度（heatingtemperature):超過1200°C且為1280°C以下，保持時(shí)間(holdingtime):90分鐘以上[0103]加熱溫度對(duì)母材部的強(qiáng)度及長期耐軟化性造成影響。加熱溫度為1200°c以下時(shí)，Nb、V、Ti等析出強(qiáng)化元素（precipitationstrengtheningelements)不發(fā)生再固溶而粗大地殘留，因此無法確保期望的YS為450MPa以上的高強(qiáng)度。另外，若粗大的析出物不發(fā)生固溶而殘留，則使母材部的長期耐軟化性下降。另一方面，若加熱溫度超過1280°C，則組織粗大化，因此長期耐軟化性下降。[0104]另外，加熱保持時(shí)間少于90分鐘時(shí)，特別是在板厚的中心部Nb、V、Ti等析出強(qiáng)化元素不發(fā)生再固溶而粗大地殘留。粗大的析出物使長期耐軟化性下降。因此，加熱溫度限定為超過1200°C且為1280°C以下，保持時(shí)間限定為90分鐘以上。[0105]對(duì)加熱均熱后的鋼原材接著實(shí)施由粗軋、精軋構(gòu)成的熱軋，得到熱軋鋼帶。[0106]粗軋的條件無需特別限定，只要可以得到規(guī)定尺寸形狀的薄板坯（sheetbar)即可。粗軋后實(shí)施精軋。精軋中，未再結(jié)晶溫度區(qū)中的熱軋率調(diào)整為20%以上，精軋結(jié)束溫度調(diào)整為750°C以上。[0107]未再結(jié)晶溫度區(qū)（un-recrystallizationtemperaturerange)中的熱乳率為20%以上[0108]未再結(jié)晶溫度區(qū)中的熱軋率小于20%時(shí)，所得到的熱軋鋼帶的組織的平均粒徑超過IOym而粗大化，母材部的長期耐軟化性下降。熱軋率的上限沒有特別限定，但從對(duì)軋制機(jī)（rollingmill)的負(fù)荷的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選為95%以下。[0109]精軋結(jié)束溫度：750°C以上[0110]精乳結(jié)束溫度低于750°C時(shí)，殘留乳制應(yīng)變（rollingstrain)，即使通過之后的冷卻，長期耐軟化性也下降。因此，精軋結(jié)束溫度限定為750°C以上。[0111]對(duì)于結(jié)束精軋后的熱軋鋼帶，接著在熱軋輸出輥道上進(jìn)行冷卻。關(guān)于軋制后冷卻，實(shí)施以板厚中央部溫度計(jì)為780?620°C的溫度范圍中的平均冷卻速度為7?299°C/秒的范圍的冷卻直至620°C以下的冷卻停止溫度。[0112]以板厚中央部溫度計(jì)為780?620°C的溫度范圍中的平均冷卻速度：7?299°C/秒[0113]780°C?620°C的溫度范圍中的平均冷卻速度小于TC/秒時(shí)，形成平均粒徑超過10μm的粗大的多邊形鐵素體相，無法得到期望的母材部組織。因此，無法確保期望的YS為450MPa以上的高強(qiáng)度，并且長期耐軟化性下降。另一方面，若平均冷卻速度超過299°C/秒，則準(zhǔn)多邊形鐵素體相的百分率低于90%，強(qiáng)度上升，長期耐軟化性下降。因此，乳制后的冷卻為以板厚中央部溫度計(jì)為780?620°C的溫度范圍中的平均冷卻速度具有7?299°C/秒的范圍的冷卻速度的冷卻。[0114]需要說明的是，乳制后的冷卻中，在除去最表層0.2mm的板厚方向各位置處的冷卻速度以相對(duì)于板厚的中心部的偏差計(jì)，優(yōu)選在慢的一側(cè)為5°C/秒以內(nèi)，在快的一側(cè)為20°C/秒以內(nèi)。[0115]軋制后的冷卻的冷卻停止溫度：620°C以下[0116]關(guān)于軋制后的冷卻，以上述的冷卻速度在620°C以下的溫度下停止冷卻。冷卻停止溫度為超過620°C的溫度時(shí)，停止溫度過高，無法得到以期望的準(zhǔn)多邊形鐵素體為主相的組織。因此，將軋制后的冷卻的冷卻停止溫度限定為620°C以下。需要說明的是，優(yōu)選為595?475。。。[0117]停止軋制后的冷卻后，熱軋鋼帶在595?475°C的卷取溫度下被卷取為卷材狀。[0118]卷取溫度：595?475°C[0119]卷取溫度低于475°C時(shí)，卷取溫度過低，組織成為以貝氏體相為主體的組織，長期耐軟化性下降。因此，卷取溫度限定為475°C以上。需要說明的是，若卷取溫度超過595°C而達(dá)到高溫，則卷取溫度過高，無法確保期望的組織。因此，卷取溫度設(shè)為595?475°C。[0120]對(duì)于卷取后的熱軋鋼帶，接著實(shí)施將480?350°C的溫度范圍中的停留時(shí)間調(diào)整為2?20小時(shí)的熱歷程。[0121]480?350°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間：2?20小時(shí)[0122]480?350°C的溫度范圍中的熱歷程的調(diào)整，是對(duì)于確保期望的特性、特別是母材部的中溫區(qū)的優(yōu)良的長期耐軟化性而言重要的條件。通過在以板厚中心部溫度計(jì)為480?350°C的溫度范圍停留規(guī)定時(shí)間，由此析出物、位錯(cuò)組織（dislocationsubstructure)、顯微組織（microstructure)等穩(wěn)定化，即使在之后的中溫區(qū)長時(shí)間保持，變化也少。480?350°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間小于2小時(shí)時(shí)，組織的穩(wěn)定化不充分，在中溫區(qū)長時(shí)間保持時(shí)，析出物、位錯(cuò)組織、顯微組織等發(fā)生變化，高溫強(qiáng)度下降，長期耐軟化性下降。另一方面，480?350°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間超過20小時(shí)而變?yōu)殚L時(shí)間時(shí)，母材部的高溫強(qiáng)度下降。因此，480?350°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間限定為2?20小時(shí)。需要說明的是，優(yōu)選為3?12小時(shí)。480?350°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間的調(diào)整優(yōu)選基于卷取溫度和卷材的冷卻條件的調(diào)整。需要說明的是，調(diào)整480?350°C的溫度范圍中的熱歷程后，進(jìn)行自然冷卻。[0123]接著，將所得到的熱軋鋼帶作為鋼管原材，將該熱軋鋼帶連續(xù)地輥軋成型而形成近圓形截面的開管后，進(jìn)行將該開管的對(duì)接部附近加熱至熔點(diǎn)以上并通過擠壓輥壓接的電阻焊，得到電阻焊鋼管。[0124]在連續(xù)的輥軋成型中的翅片成型中，優(yōu)選對(duì)熱軋鋼帶的寬度端面（開管的對(duì)接部端面）賦予錐形坡口。所賦予的錐形坡口中，優(yōu)選錐形起始位置與成為管外表面的表面或者成為管內(nèi)表面的表面的鋼帶板厚方向的距離為鋼帶板厚的2?80%。由此，電阻焊焊接部的夾雜物的排出得到促進(jìn)，夾雜物減少，可以使存在于電阻焊焊接部的當(dāng)量圓直徑5μπι以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的總量下降約lOppm。另外，優(yōu)選所賦予的錐形坡口為鋼帶的板厚的5?40%。另外，更優(yōu)選為10?35%。需要說明的是，錐形形狀不限于直線，也可以為任意的曲線形狀。[0125]另外，電阻焊可以應(yīng)用任一通常公知的電阻焊方法。需要說明的是，電阻焊通常在大氣氣氛下進(jìn)行，但也可以進(jìn)行將氣氛的氧濃度降低的氣氛控制（atmosphericcontrol)后再進(jìn)行電阻焊。進(jìn)行氣氛控制時(shí)的氣氛的氧濃度優(yōu)選為〇.5質(zhì)量％以下、更優(yōu)選為0.I質(zhì)量％以下。[0126]作為氣氛控制的方法，例如可舉出如下的方法：將要進(jìn)行電阻焊的區(qū)域用箱型結(jié)構(gòu)（boxtypestructure)密封（sealing)，并供給非氧化性氣體（non-oxidizinggas)。在吹入非氧化性氣體時(shí)，有時(shí)會(huì)帶入周圍的氣氛（大氣），從而氧濃度有時(shí)反而會(huì)上升。因此，優(yōu)選使氣體噴射噴嘴（gasatomizationnozzle)成為3層等多層結(jié)構(gòu)（multilayerstructure)的噴嘴來吹入非氧化性氣體。[0127]對(duì)所得到的電阻焊鋼管的電阻焊焊接部以在線（online)方式實(shí)施進(jìn)行加熱及冷卻的熱處理。[0128]該熱處理優(yōu)選使用在線地設(shè)置的、可以僅對(duì)電阻焊焊接部附近進(jìn)行加熱的結(jié)構(gòu)的高頻感應(yīng)加熱裝置（high-frequencydielectricheatingequipment)。另外，對(duì)于冷卻而言，優(yōu)選在作為被冷卻材料的電阻焊焊接部的上方設(shè)置多臺(tái)連接有多個(gè)噴嘴的冷卻集管(coolinghead)、并且能夠調(diào)整冷卻速度的冷卻裝置。該熱處理如下：將電阻焊焊接部附近的壁厚的整個(gè)厚度加熱至800°C?1150°C的范圍內(nèi)的溫度，實(shí)施以壁厚的中央部溫度計(jì)為780°C?620°C的溫度范圍中的平均冷卻速度為7?299°C/秒的范圍的冷卻直至620°C以下的冷卻停止溫度，進(jìn)而實(shí)施將以壁厚的中央部溫度計(jì)為500?360°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間調(diào)整為2?200s的熱歷程。需要說明的是，為了將500?360°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間調(diào)整到上述的范圍內(nèi)，優(yōu)選實(shí)施在該溫度范圍緩慢冷卻或者加熱到500?360°C的范圍的處理（回火處理（temperingtreatment))。[0129]通過實(shí)施這種熱處理，成為平均粒徑為IOym以下的微細(xì)的準(zhǔn)多邊形鐵素體相以體積分?jǐn)?shù)計(jì)為90%以上、余量由珠光體等硬質(zhì)相構(gòu)成的電阻焊焊接部組織，而且電阻焊焊接部成為屈服強(qiáng)度YS為450MPa以上的高強(qiáng)度、并且具有優(yōu)良的長期耐軟化性、以及優(yōu)良的蠕變斷裂特性。特別是電阻焊焊接部的長期耐軟化性強(qiáng)烈地受到電阻焊焊接部的氧化物和組織的影響。[0130]若加熱溫度低于800°C，則電阻焊的硬質(zhì)組織原樣殘留，無法確保期望的韌性。另一方面，若加熱溫度超過1150°C，則晶粒粗大化，無法確保期望的韌性。[0131]在加熱后的冷卻中，以壁厚的中央部溫度計(jì)為780°C?620°C的溫度范圍的平均冷卻速度小于TC/秒時(shí)，電阻焊焊接部組織粗大化，形成以粗大的多邊形鐵素體為主相的組織，因此無法確保屈服強(qiáng)度YS為450MPa以上的高強(qiáng)度，并且長期耐軟化性也下降。另一方面，若超過229°C/秒，則準(zhǔn)多邊形鐵素體的百分率低于90%，強(qiáng)度上升，長期耐軟化性下降。[0132]需要說明的是，上述冷卻的冷卻停止溫度為620°C以下的溫度。若冷卻停止溫度超過620°C而增高，則組織成為多邊形鐵素體。[0133]另外，關(guān)于電阻焊焊接部的中溫區(qū)的長期耐軟化性，通過控制電阻焊后的在線方式的熱處理中的500?360°C的溫度范圍中的熱歷程，析出物、位錯(cuò)密度、顯微組織等穩(wěn)定化，能夠表現(xiàn)出優(yōu)良的特性。若500?360°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間小于2秒，在中溫區(qū)長時(shí)間保持時(shí)，析出物、位錯(cuò)組織、顯微組織等發(fā)生變化，從而高溫強(qiáng)度下降，長期耐軟化性下降。另一方面，若超過200秒而延長，則電阻焊焊接部的高溫強(qiáng)度下降。因此，500?360°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間限定為2?200秒。需要說明的是，優(yōu)選為3?120秒。[0134]以下基于實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)一步進(jìn)行說明。[0135]實(shí)施例[0136](實(shí)施例1)[0137]將表1所示組成的鋼原材（板坯：板坯厚度250mm)在表2所示的加熱溫度即1230°C下加熱110分鐘后，實(shí)施由粗軋、以及在未再結(jié)晶溫度區(qū)（低于再結(jié)晶溫度的溫度范圍）中的熱軋率和精軋結(jié)束溫度被調(diào)整為表2所示的條件的精軋構(gòu)成的熱軋，得到板厚19.Imm的熱軋鋼帶。需要說明的是，鋼原材使用將表1所示的組成的鋼水在轉(zhuǎn)爐中熔煉、并通過連鑄法得到板述厚度250mm的板述。[0138]精軋結(jié)束后，立即在熱軋輸出輥道上對(duì)熱軋鋼帶實(shí)施表2所示的條件的冷卻，并在表2所示的卷取溫度下卷取為卷材狀。然后，對(duì)卷取后的熱軋鋼帶實(shí)施將350?480°C的溫度范圍中的停留時(shí)間調(diào)整為表2所示的時(shí)間的熱歷程。[0139]將所得到的熱軋鋼帶作為鋼管原材，切割為規(guī)定的寬度，連續(xù)地進(jìn)行輥軋成型而得到近圓形截面的開管后，進(jìn)行將該開管的對(duì)接部附近加熱至熔點(diǎn)以上并通過擠壓輥壓接的電阻焊，得到電阻焊鋼管（外徑609.6mmΦ)。[0140]接著，在線地對(duì)所得到的電阻焊鋼管的電阻焊焊接部實(shí)施以表2所示的條件加熱后進(jìn)行冷卻的熱處理。加熱使用能夠僅對(duì)電阻焊焊接部附近進(jìn)行加熱的結(jié)構(gòu)的高頻感應(yīng)加熱裝置。需要說明的是，冷卻利用冷卻裝置進(jìn)行，所述冷卻裝置中，在作為被冷卻材料的電阻焊焊接部的上方設(shè)置連接有能夠噴射水量密度（waterflowrate)為0.9m3/m2分鐘的棒狀冷卻水（rodlikejetsofcoolingwater)的噴嘴的冷卻集管，從噴嘴能夠以0.9m/秒的速度噴射棒狀冷卻水。另外，冷卻集管具有能夠?qū)鋮s水的注水分別單獨(dú)進(jìn)行0N-0FF控制的結(jié)構(gòu)。[0141]需要說明的是，在鋼管運(yùn)送方向的下游側(cè)測(cè)定電阻焊焊接部的溫度，并基于測(cè)定的鋼管溫度對(duì)來自各冷卻集管的注水進(jìn)行ON-OFF控制，從而將電阻焊焊接部的冷卻速度調(diào)整為表2所示的冷卻速度，直至300°C。接著，在線地對(duì)電阻焊鋼管的電阻焊焊接部實(shí)施加熱至450°C的回火處理，將360?500°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間調(diào)整為表2所示的條件，得到成品鋼管。[0142]從所得到的成品鋼管裁取試驗(yàn)片，實(shí)施組織觀察、電阻焊焊接部的夾雜物分析、拉伸試驗(yàn)、高溫拉伸試驗(yàn)、蠕變?cè)囼?yàn)。試驗(yàn)方法如下所示。[0143](1)組織觀察[0144]從所得到的電阻焊鋼管的母材部裁取組織觀察用試驗(yàn)片（testpieceformicrostructureobservation),對(duì)圓周方向截面（C截面）進(jìn)行研磨，腐蝕后利用掃描電子顯微鏡（electronscanningmicroscop)(倍率：1000倍）觀察組織，拍攝，鑒定組織，然后通過圖像分析（imageanalysis)求出組織的體積分?jǐn)?shù)及平均粒徑。需要說明的是，通過圖像分析測(cè)定各晶粒的面積，求出當(dāng)量圓直徑并取算術(shù)平均（arithmeticaverage)來得到平均粒徑。在此，貝氏體相的情況下，將同一取向的區(qū)域尺寸（板條束尺寸（packetsize))作為粒徑進(jìn)行測(cè)定。[0145](2)電阻焊焊接部的夾雜物分析[0146]從所得到的電阻焊鋼管的電阻焊焊接部裁取以電阻焊焊接部中央為中心且寬度2mm的板狀試驗(yàn)片〈寬度：2mmX厚度：總厚度X長度：總厚度〉。將該板狀試驗(yàn)片在電解液（10%AA液）中進(jìn)行電解提取，用濾網(wǎng)（孔徑：5μπι)捕集所得到的提取殘?jiān)?，利用ICP發(fā)光分析法分別求出殘?jiān)泻械腟i、Μη、Al、Ca量（質(zhì)量ppm)，算出它們的總量，作為當(dāng)量圓直徑5μπι以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca量的總量（質(zhì)量ppm)。[0147](3)拉伸試驗(yàn)[0148]從所得到的電阻焊鋼管的母材部及電阻焊焊接部以管圓周方向?yàn)槔旆较蚍謩e裁取ASTME8圓棒試驗(yàn)片（平行部：6.35mmΦ、GL:25.4mm)。母材部位于距離電阻焊焊接部為180°的位置。另外，以焊縫位于平行部中央的方式裁取電阻焊焊接部的圓棒試驗(yàn)片。需要說明的是，裁取試驗(yàn)片時(shí)不進(jìn)行鋼管的扁平處理。[0149]在室溫下，使YS以下的拉伸速度為0.5%/分鐘、使超過YS后的拉伸速度為5_/分鐘來進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，求出拉伸特性（屈服強(qiáng)度YS、拉伸強(qiáng)度TS)。[0150](4)高溫拉伸試驗(yàn)[0151]從所得到的電阻焊鋼管裁取試驗(yàn)材料，實(shí)施400°CX2340小時(shí)的熱處理。從實(shí)施該熱處理后的試驗(yàn)材料、及未實(shí)施該熱處理的試驗(yàn)材料的母材部及電阻焊焊接部以管圓周方向?yàn)槔旆较蚍謩e裁取ASTME8圓棒試驗(yàn)片（平行部：6.35ι?πιΦ、GL:25.4mm)。母材部位于距離電阻焊焊接部為180°的位置。另外，以焊縫位于平行部中央的方式裁取電阻焊焊接部的圓棒試驗(yàn)片。需要說明的是，裁取試驗(yàn)片時(shí)不進(jìn)行鋼管的扁平處理。[0152]使試驗(yàn)溫度為350°C，在試驗(yàn)溫度下保持15分鐘后，使YS以下的拉伸速度為0.5%/分鐘、使超過YS后的拉伸速度為5_/分鐘來進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)，求出屈服強(qiáng)度YS。[0153]從所得到的屈服強(qiáng)度YS分別對(duì)母材部及電阻焊焊接部計(jì)算出熱處理前后的YS的下降量AYS，評(píng)價(jià)母材部及電阻焊焊接部的長期耐軟化性。AYS小于60MPa時(shí)，評(píng)價(jià)為"長期耐軟化性優(yōu)良"。[0154](5)懦變?cè)囼?yàn)（creeptest)[0155]從所得到的電阻焊鋼管的母材部及電阻焊焊接部以管圓周方向?yàn)樵囼?yàn)片長度方向裁取帶緣試驗(yàn)片（specimenwithslitsprolongs)(平行部：6mm<i)、GL:30mm)。需要說明的是，母材部位于距離電阻焊焊接部為180°的位置。另外，以焊縫（seam)位于平行部中央的方式裁取電阻焊焊接部試驗(yàn)片。[0156]使試驗(yàn)溫度為390°C，求出懦變斷裂強(qiáng)度（creeprupturestrength)。從所得到的懦變斷裂強(qiáng)度基于Larson-Miller參數(shù)（parameter)進(jìn)行換算，算出在360°C下經(jīng)過20年的推定蠕變斷裂強(qiáng)度σ，求出與室溫YSkt的比、σ_ερ/Υ5κτ，〇^61ZYSkt為0.8以上時(shí)，評(píng)價(jià)為"蠕變斷裂特性優(yōu)良"。[0157]所得到的結(jié)果如表3-1及表3-2所示。[0158]【權(quán)利要求】1.一種高強(qiáng)度電阻焊鋼管，其具有：如下組成：以質(zhì)量％計(jì)含有C:0?025?0?084%、Si:0?10?0?30%、Mn:0?70?1.90%、P:0?018%以下、S:0?0029%以下、A1:0?01?0?10%、Nb:0?001?0?070%、V:0?001?0?065%、Ti:0?001?0?033%、Ca:0?0001?0?0035%、N:0?0050%以下、0:0.0030%以下，并且以下述（1)式定義的Pcm滿足0.20以下的方式含有，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；以及由母材部組織和電阻焊焊接部組織構(gòu)成的組織，所述母材部組織以體積分?jǐn)?shù)為90%以上的準(zhǔn)多邊形鐵素體相為主相，余量由準(zhǔn)多邊形鐵素體相以外的硬質(zhì)相構(gòu)成，且所述準(zhǔn)多邊形鐵素體相的平均粒徑為10Um以下，所述電阻焊焊接部組織以體積分?jǐn)?shù)為90%以上的準(zhǔn)多邊形鐵素體相為主相，余量由準(zhǔn)多邊形鐵素體相以外的硬質(zhì)相構(gòu)成，且所述準(zhǔn)多邊形鐵素體相的平均粒徑為10Um以下，所述高強(qiáng)度電阻焊鋼管的屈服強(qiáng)度YS為450MPa以上，Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…（1)其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B為各元素的質(zhì)量％含量。2.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度電阻焊鋼管，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計(jì)還含有選自Cu:0?001?0?350%、Ni:0?001?0?350%、M〇:0?001?0?350%、Cr:0.001?0.350%中的一種或兩種以上。3.如權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)度電阻焊鋼管，其特征在于，存在于所述電阻焊焊接部的當(dāng)量圓直徑5iim以上的夾雜物中含有的Si、Mn、Al、Ca、Cr的總含量為49質(zhì)量ppm以下。4.一種屈服強(qiáng)度YS為450MPa以上的高強(qiáng)度電阻焊鋼管的制造方法，對(duì)熱軋鋼帶連續(xù)地進(jìn)行輥軋成型而形成近圓形截面的開管后，進(jìn)行將該開管的對(duì)接部附近加熱至熔點(diǎn)以上并通過擠壓輥壓接的電阻焊，制成具有電阻焊焊接部的電阻焊鋼管，接著對(duì)該電阻焊鋼管實(shí)施在線方式的熱處理，所述制造方法的特征在于，所述熱軋鋼帶如下制得：對(duì)以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.025?0.084%、Si10?0.30%、Mn:0?70?1.90%、P:0?018%以下、S:0?0029%以下、A1:0?01?0?10%、Nb:0?001?0.070%、V:0.001?0.065%、Ti:0.001?0.033%、Ca:0.0001?0.0035%、N:0.0050%以下、0:0.0030%以下、并且以下述（1)式定義的Pcm滿足0.20以下的方式含有、余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的鋼原材，以超過1200°C且為1280°C以下的加熱溫度進(jìn)行90分鐘以上的加熱均熱，實(shí)施未再結(jié)晶溫度區(qū)的熱軋率為20%以上、精軋結(jié)束溫度為750°C以上的熱軋，該熱軋結(jié)束后，實(shí)施以板厚中央部溫度計(jì)為780?620°C的溫度范圍中的平均冷卻速度為7?299°C/秒的范圍的冷卻直至620°C以下的冷卻停止溫度，并在595?475°C的卷取溫度下進(jìn)行卷取，接著實(shí)施將480?350°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間調(diào)整為2?20小時(shí)的熱歷程，所述在線方式的熱處理如下：將所述電阻焊焊接部附近的壁厚的整個(gè)厚度加熱至800°C?1150°C的范圍內(nèi)的溫度后，實(shí)施以壁厚的中央部溫度計(jì)為780°C?620°C的溫度范圍中的平均冷卻速度為7?299°C/秒的范圍的冷卻直至620°C以下的冷卻停止溫度，進(jìn)而實(shí)施將500?360°C的溫度范圍中的累積停留時(shí)間調(diào)整為2?200秒的熱歷程，Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…（1)其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B為各元素的質(zhì)量％含量。5.如權(quán)利要求4所述的高強(qiáng)度電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計(jì)還含有選自Cu:0?001?0?350%、Ni:0?001?0?350%、Mo:0?001?0?350%、Cr:0?001?0?350%中的一種或兩種以上。6.如權(quán)利要求4或5所述的高強(qiáng)度電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，在所述輥軋成型的翅片成型中，對(duì)所述熱軋鋼帶的寬度方向兩端面賦予錐形坡口，所述錐形坡口中，錐形起始位置與成為管外表面的表面或者成為管內(nèi)表面的表面在熱軋鋼帶板厚方向的距離為熱軋鋼帶板厚的2?80%。7.如權(quán)利要求4?6中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，所述電阻焊在使氧濃度低于大氣中的氧濃度的氣氛中進(jìn)行。8.如權(quán)利要求4?7中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度電阻焊鋼管的制造方法，其特征在于，存在于所述電阻焊焊接部的當(dāng)量圓直徑5pm以上的夾雜物中含有的31^1131、0&的總含量為49質(zhì)量ppm以下?！疚臋n編號(hào)】C22C38/58GK104411853SQ201380034870【公開日】2015年3月11日申請(qǐng)日期:2013年6月17日優(yōu)先權(quán)日:2012年6月28日【發(fā)明者】豐田俊介,后藤聰太,岡部能知,井上智弘申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社