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JFE公司的深海管线用高抗压强度和耐酸性优异的焊接钢管


  随着近年来的能量需求的增长,原油、天然气管线的开发开始盛行,由于燃气田、油田的远距离化和输送管道的多样化,横渡海洋的管线被大量开发。作为用于海底管线的管线管,为了防止因水压而导致的塌陷(压溃),使用管厚比陆上管线厚的管线管,并且要求高圆度,且对于管线管的材质而言,为了对抗因外压而在沿管周方向产生的压缩应力,需要高的抗压强度。
  海底管线的设计中多数应用DNV标准(Det Norske Veritas standard)(OS F-101),但在本标准中,作为由外压引起的塌陷压力的决定因素,使钢管的管径D、管厚t、圆度f[0]以及材料的屈服强度fy来求得塌陷压力。但是,管的尺寸和拉伸强度即使相同,也因管的制造方法不同,抗压强度也会发生变化,所以还需要根据制造方法对屈服强度乘以不同的系数。该DNV标准系数,在为无缝钢管的情况时可应用1.0,即直接使用屈服强度,但以UOE工艺制造的管的情况下,以0.85作为系数。这是由于在UOE工艺中制造的管的抗压强度比屈服强度低得多,而主要原因是UOE钢管在造管的最终工序中有扩管工艺,在管周方向施加拉伸变形后,受到压缩,从而因包辛格效应抗压强度下降。因此,为了提高抗塌陷性能,需要提高管的抗压强度,而在冷轧成型中经过扩管工序制造的钢管的问题是因包辛格效应而引起的压缩屈服强度的降低。关于提高UOE钢管的抗塌陷性据报道已有科研人员进行了研究。

  该研究项目是鉴于上述问题而进行的,目的在于提供一种海底管线用焊接钢管,是具有用于厚壁的海底管线时所需要的高强度和优异的韧性的管线管,不需要钢管成型中的特殊的成型条件以及造管后的热处理,而是通过使钢板的金属组织最优化来抑制因包辛格效应而引起的抗压强度的降低,其抗压强度高,厚壁,耐酸性优异。

  项目研究人员首先为了解利用冷轧成型制造的钢管的抗压强度与钢材的微观组织的关系,使用具有各种组织的钢板,进行模拟造管工序的反复载荷试验。使用以0.04%C、0.3%Si、1.2%Mn、0.28%Ni、0.12%Mo、0.04%Nb为基本成分的钢来制造了微观组织不同的板厚为38mm的钢板。

  图1中示出了3种钢板的微观组织(光学显微镜照片)。钢板1和2为贝氏体为主体的组织,但钢板3为粒状的铁素体和贝氏体构成的组织。

  图2是钢板1和2的扫描式电子显微镜(scanning electronmicroscope)(SEM)照片。钢板1为贝氏体主体的组织,在贝氏体晶界中虽然能观察到少许的第2相(岛状马氏体(以下有时称为“MA”)或渗碳体),但钢板2在照片中如箭头所示,观察到了多个岛状马氏体(MA)。使用这些钢板,从与对应于钢管的内表面侧的板厚1/4位置的轧制方向垂直的方向采取圆棒拉伸试件。进而,施加模拟钢管内表面的变形的、压缩(0~3%应变)→拉伸(2%应变)变形,在其后进行压缩试验,求得抗压强度。

  图3是表示在最初施加的压缩应变和最后的压缩试验中得到的压缩强度之间的关系。所有钢板均是最初施加的压缩应变越大,抗压强度变得越高,钢板1显示出最高的抗压强度。即,可以说钢板1的因反复载荷中负载反转时产生的包辛格效应所致的抗压强度的降低较小。认为这是由于钢板1几乎不含多边形铁素体和MA等第2相的贝氏体均匀组织,另外贝氏体粒径小,可观察到的少许的渗碳体等第2相生成在贝氏体晶界,所以抑制了在组织内部的局部位错的集聚,抑制了发生包辛格效应的原因的反应力的产生。本发明人等进一步为了兼得因抑制包辛格效应而获得的抗压强度的提高、与强度、韧性以及耐酸性能,尝试了各种实验的结果得到了以下的见解。1)因包辛格效应所致的抗压强度降低的原因是由于在异相界面、硬质的第2相处的位错的集聚而产生反应力(也称为背应力)而导致的,为了防止,较为有效的是首先减少成为位错的集聚场所的铁素体-贝氏体界面、岛状马氏体(MA)等硬质的第2相。因此,可通过减少金属组织的软质的铁素体相与硬质的MA的分率,制成以贝氏体作为主体的组织,能够抑制因包辛格效应所致的抗压强度的降低。

  2)对于利用加速冷却而制造的高强度钢、特别是用于海底管线中的厚壁的钢板,为了得到所需的强度而大量含有合金元素,所以淬火性高,难以完全抑制MA的生成。但是,使贝氏体组织微细化,使生成的MA微细地分散,进而利用加速冷却后的再加热等将MA分解成渗碳体,从而能够减少因第2相而引起的包辛格效应。

  3)通过将钢材的C量和Nb等碳化物形成元素的添加量合理化,充分确保固溶C,促进位错和固溶C的相互作用,从而能够阻碍负载反转时的位错移动,抑制因反应力所致的压缩强度的降低。

  4)在厚壁的高强度钢中合金元素的添加量多,所以中心偏析部(center segregation portion)的硬度变高,耐HIC性能(HydrogenInduced Cracking resistance)变差。为了防止其,考虑向中心偏析部的合金元素的稠化举动(behavior of incrassate)的基础上,需要选择添加合金元素以使得中心偏析部的硬度不超过一定程度。

  研究人员基于上述内容,提出一种高抗压强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管,以质量%计,含有C:0.02~0.06%、Si:0.01~0.5%、Mn:0.8~1.6%、P:0.012%以下、S:0.0015%以下、Al:0.01~0.08%、Nb:0.005~0.050%、Ti:0.005~0.025%、Ca:0.0005~0.0035%、N:0.0020~0.0060%,并且C(%)-0.065Nb(%)为0.025以上,下述式表示的CP值为0.95以下,Ceq值为0.28以上,Ti/N为1.5~4.0的范围,剩余部分由Fe及不可避免的杂质形成,CP=4.46C(%)+2.37Mn(%)/6+{1.18Cr(%)+1.95Mo(%)+1.74V(%)}/5+{1.74Cu(%)+1.7Ni(%)}/15+22.36P(%),Ceq=C(%)+Mn(%)/6+{Cr(%)+Mo(%)+V(%)}/5+{Cu(%)+Ni(%)}/15,并且金属组织为贝氏体分率:80%以上、岛状马氏体(MA)的分率:2%以下、贝氏体的平均粒径:5μm以下。

  将钢板,通过冷轧成型制成钢管形状,缝焊对接部,接着进行扩管率为0.4~1.2%的扩管;其中,上述钢板是如下制造的:将具有第一发明或第二发明所述成分的钢加热到950~1200℃,进行在未再结晶温度范围的压下率为60%以上、轧制结束温度为Ar3~(Ar3+70℃)的热轧,然后,从(Ar3-30℃)以上的温度以10℃/秒以上的冷却速度,进行加速冷却至超过300℃且550℃以下而制造的。第四发明根据第三发明所述的高抗压强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管的制造方法,其特征在于,在钢板制造工序中的加速冷却之后,进行使钢板表面温度成为550~720℃且钢板中心温度成为低于550℃的再加热。

  以下说明具体实施方式,首先,对本发明的各构成要素的限定理由进行说明。

  1.化学成分

  首先,对本发明的高强度高韧性钢板所含有的化学成分的限定理由进行说明。应予说明,成分%都是指质量%。此外,在本发明中,以下规定的各化学成分等的数值范围的下一位的数值为0。例如,C:0.02~0.06%是指C:0.020~0.060%,Si:0.01~0.5%是指Si:0.010~0.50%。另外,粒径尺寸为5μm以下,也是指5.0μm以下。另外,MA等的分率2%以下,也是指2.0%以下。

  C:0.02~0.06%

  C是对提高通过加速冷却来制造的钢板的拉伸强度最有效的元素。但是,若低于0.02%,则无法确保充分的强度,若超过0.06%,则韧性和耐HIC性变差。因此,将C量设在0.02~0.06%的范围内。进一步优选为0.030~0.060%。

  Si:0.01~0.5%

  Si是为了去氧而添加的,但在0.01%以上才发挥该效果,若超过0.5%,则韧性、焊接性变差。因此,将Si量设为0.01~0.5%的范围。进一步优选为0.01~0.35%。

  Mn:0.8~1.6%

  Mn是为了提高钢的拉伸强度、抗压强度以及韧性而添加的,若低于0.8%,则其效果不充分,若超过1.6%,则焊接性和耐HIC性能变差。因此,将Mn量设为0.8~1.6%的范围。进一步优选为1.10~1.50%。P:0.012%以下

  P为不可避免的杂质元素,因提高中心偏析部的硬度而导致耐HIC性变差。该趋势在超过0.012%时变显著。因此,将P量设为0.012%以下。优选设为0.008%以下。

  S:0.0015%以下

  S为不可避免的杂质元素,在钢中一般为MnS系夹杂物,通过添加Ca将从MnS系形态控制为CaS系夹杂物。但是,如果S的含量多,则CaS系夹杂物的含量也变多,高强度材料中成为破裂的起点。该趋势在S量超过0.0015%时变显著。因此,将S量设为0.0015%以下。在要求更严格的耐HIC性能的情况下,进一步降低S量较有效,优选设为0.0008%以下。

  Al:0.01~0.08%

  Al是作为去氧剂而添加的。在0.010%以上时才发挥该效果,但若超过0.08%,则因清洁度的降低而使延展性变差。因此,将Al量设为0.01~0.08%。进一步优选为0.010~0.040%。

  Nb:0.005~0.050%

  Nb抑制轧制时的晶粒生长,通过微粒化而提高韧性。但是,如果Nb量低于0.005%,则没有该效果,若超过0.050%,则作为碳化物析出,使固溶C量降低,促进包辛格效应,所以无法得到高抗压强度,并且,在中心偏析部生成粗大的未固溶NbC,使耐HIC性能变差。因此,将Nb量设为0.005~0.050%的范围。需要更严格的耐HIC性能的情况下,优选设为0.005~0.035%。

  Ti:0.005~0.025%

  Ti不仅形成TiN来抑制板坯加热时的晶粒生长,还可抑制焊接热影响部的晶粒生长,通过母材和焊接热影响部的微粒化来提高韧性。但是,如果Ti量低于0.005%,则没有该效果,若超过0.025%,则韧性变差。因此,将Ti量设为0.005~0.025%的范围。进一步优选为0.005~0.020%。

  Ca:0.0005~0.0035%

  Ca是对控制硫化物系夹杂物的形态,改善延展性的有效的元素,但若低于0.0005%,则没有该效果,即使添加超过0.0035%,效果也会饱和,且因清洁度的降低而使韧性变差。因此,将Ca量设为0.0005~0.0035%的范围。进一步优选为0.0015~0.0035%。

  N:0.0020~0.0060%

  N在钢中作为杂质而被含有,但与C相同在钢中作为固溶元素而存在时可促进应变时效,有助于防止因包辛格效应所导致的抗压强度的降低。但是,若低于0.0020%,则该效果小,另外,如果超过0.0060%地含有,则韧性变差。因此,将N量设为0.0020~0.0060%的范围。进一步优选为0.0020~0.0050%。

  C(%)-0.065Nb(%):0.025以上本发明通过利用固溶C和位错的相互作用来抑制反应力的产生,从而降低包辛格效应,提高钢管的抗压强度,其中,重要的是确保有效的固溶C。通常钢中的C除了作为渗碳体、MA而析出之外,还可与Nb等的碳化物形成元素结合而作为碳化物析出,进而固溶C量减少。此时,若Nb含量相对于C含量过多,则Nb碳化物的析出量多,无法得到充分的固溶C。但是,如果C(%)-0.065Nb(%)为0.025以上,则得到充分的固溶C,所以,将C含量和Nb含量的关系式C(%)-0.065Nb(%)规定为0.025以上。进一步优选为0.028以上。C(%)-0.065Nb(%)-0.025Mo(%)-0.057V(%):0.025以上作为本发明的选择性元素的Mo和V也与Nb相同地属于形成碳化物的元素,这些元素也需要以在得到充分的固溶C的范围内进行添加。

  但是,若以C(%)-0.065Nb(%)-0.025Mo(%)-0.057V(%)表示的关系式的值低于0.025,则固溶C不足,所以将C(%)-0.065Nb(%)-0.025Mo(%)-0.057V(%)规定为0.025%以上。进一步优选为0.028以上。应予说明,不可避免的杂质等级的元素(未添加的元素)的含量按0%计算。

  Ti/N:1.5~4.0

  钢中的N由于与Ti结合形成氮化物,所以固溶N量是根据与Ti添加量的关系变化。若Ti量和N量的质量%之比、即Ti/N超过4.0,则钢中的N基本变成Ti氮化物,固溶N变不足,如果Ti/N低于1.5,则相对地固溶N量变过多,韧性变差。因此,将Ti/N设为1.5~4.0的范围。进一步优选为1.50~3.50。

  除了上述的化学成分,还可将以下的元素作为选择性元素添加。

  Cu:0.5%以下

  Cu可不添加,但其是对韧性的改善、拉伸强度和抗压强度的提高有效的元素。为了得到该效果,优选添加0.10%以上。但是,如果添加超过0.5%,则焊接性变差。因此,在添加Cu的情况下设为0.5%以下。进一步优选为0.40%以下。

  Ni:1.0%以下

  Ni可不添加,但其是对韧性的改善、拉伸强度和抗压强度的提高有效的元素。为了得到该效果,优选添加0.10%以上。但是,如果添加超过1.0%,则焊接性变差,促进连续铸造时的板坯表面的破裂。因此,在添加Ni的情况下设为1.0%以下。进一步优选为0.80%以下。

  Cr:0.5%以下

  Cr可不添加,但其是对韧性的改善、拉伸强度和抗压强度的提高有效的元素。为了得到该效果,优选添加0.10%以上。但是,如果添加超过0.5%,则焊接性变差。因此,在添加Cr的情况下设为0.5%以下。进一步优选为0.30%以下。

  Mo:0.5%以下

  Mo可不添加,但其是对韧性的改善、拉伸强度和抗压强度的提高有效的元素。为了得到该效果,优选添加0.05%以上。但是,如果添加超过0.5%,则焊接性变差。因此,在添加Mo的情况下设为0.5%以下。进一步优选为0.30%以下。

  V:0.1%以下

  V可不添加,但其是对韧性的改善、拉伸强度和抗压强度的提高有效的元素。为了得到该效果,优选添加0.010%以上。但是,如果添加超过0.1%,则与Nb相同作为碳化物析出,使固溶C减少,所以在添加V的情况下设为0.1%以下。进一步优选为0.060%以下。

  下述式表示的CP值为0.95以下

  CP=4.46C(%)+2.37Mn(%)/6+{1.18Cr(%)+1.95Mo(%)+1.74V(%)}/5+{1.74Cu(%)+1.7Ni(%)}/15+22.36P(%)

  CP是为了由各合金元素的含量来推断中心偏析部的材质而设计的通式,CP的值越高,中心偏析部的浓度越高,中心偏析部的硬度增加。通过将该CP值设为0.95以下,能够降低中心偏析部的硬度,抑制HIC试验中的破裂。CP值越低,中心偏析部的硬度越低,所以在需要更高的耐HIC性能的情况下,优选将其上限设为0.92。应予说明,不可避免的杂质等级的元素(未添加的元素)的含量按0%计算。

  Ceq值:0.28以上

  Ceq=C(%)+Mn(%)/6+{Cr(%)+Mo(%)+V(%)}/5+{Cu(%)+Ni(%)}/15

  Ceq是钢的淬火性指数,Ceq值越高,钢材的拉伸强度和抗压强度越高。若Ceq值低于0.28,则对于超过20mm的厚壁的钢管,无法确保充分的强度,所以将Ceq值设为0.28以上。进一步优选为0.28~0.38。另外,为了在超过30mm壁厚的钢管中充分地确保强度,优选设为0.36以上。应予说明,Ceq越高,低温破裂感受性越增加,促进焊接破裂,为了在敷设船上等苛刻的环境也不用预加热就进行焊接,将上限设为0.42。应予说明,不可避免的杂质等级的元素(未添加的元素)的含量按0%计算。应予说明,本发明的钢的剩余部分为Fe及不可避免的杂质,但只要不损害本发明的效果,也可以含有上述以外的元素及不可避免的杂质。

  2.金属组织

  以下示出本发明中金属组织的理由。

  贝氏体分率:80%以上

  为了抑制包辛格效应,得到高抗压强度,需要制成软质的铁素体相和硬质的第2相少的均匀组织,从而抑制变形时在组织内部产生的局部位错的集聚。因此,需要制成贝氏体主体的组织。为了得到该效果,需要贝氏体的分率为80%以上。并且,需要高抗压强度时,优选将贝氏体分率设为90%以上。

  岛状马氏体(MA)的分率:2%以下

  岛状马氏体(MA)是非常硬质的相,变形时促进局部位错的集聚,因包辛格效应导致抗压强度的降低,所以需要严格限制其分率。但是,若MA的分率为2%以下,则其影响小,不产生抗压强度的降低,所以将岛状马氏体(MA)的分率规定在2%以下。

  本发明的金属组织如上述那样,通过使贝氏体为80%以上,将MA设为2%以下,可得到规定的性能,并且还可含有除此之外的铁素体、渗碳体、珠光体等金属组织。但是,为了抑制包辛格效应,优选将铁素体设为低于20%,将贝氏体、MA以及铁素体以外的渗碳体、珠光体等金属组织的分率合计设为5%以下。

  贝氏体的平均粒径:5μm以下

  在高强度厚壁钢板中难以完全抑制MA等硬质相的生成,但通过使贝氏体组织微细化,能够使生成的MA、渗碳体微细地分散,从而能够缓和变形时的局部位错的集聚,能够降低包辛格效应。另外,贝氏体晶界也会成为位错的集聚场所,所以通过使组织微细化增加晶界面积,能够缓和在晶界的局部位错的集聚,同样能够通过降低包辛格效应而提高抗压强度。并且,对于在厚壁材料中得到充分的母材韧性,微细的组织也有效。这样的效果可通过将贝氏体粒径设为5μm以下而得到,所以将贝氏体的平均粒径规定在5μm以下。进一步优选为4.0μm以下。本发明中,通过具有上述金属组织的特征,可抑制因包辛格效应而引起的抗压强度的降低,实现高抗压强度,但为了得到更大的效果,优选MA的尺寸是微细的。MA的平均粒径越小,局部的应变集中越分散,所以应变集中量也变得越少,进一步抑制包辛格效应的产生。因此,优选将MA的平均粒径设为1μm以下。

  通常,应用加速冷却而制造的钢板的金属组织有时在钢板的板厚方向上不同。受到外压的钢管的塌陷是因在周长小的钢管内表面侧先产生塑性变形(plastic deformation)而引起的,所以作为抗压强度,钢管的内表面侧的特性较重要,一般压缩试件是从钢管的内表面侧采取。因此,上述的金属组织是规定钢管内表面侧组织,将内表面侧的板厚1/4的位置的组织设为代表钢管的塌陷性能的位置。

  3.制造条件

  将含有上述的化学成分的钢板坯加热进行热轧后,再进行加速冷却的制造方法。以下,对钢板的制造条件的限定理由进行说明。

  板坯加热温度:950~1200℃

  若板坯加热温度低于950℃,则不能得到充分的强度,若超过1200℃,则韧性、DWTT特性变差。因此,将板坯加热温度设为950~1200℃的范围。在要求更优异的DWTT性能的情况下,优选将板坯加热温度的上限设为1100℃。

  未再结晶范围的压下率:60%以上

  为了得到用于减少包辛格效应的微细的贝氏体组织和高母材韧性,在热轧工序中,需要在未再结晶温度范围进行充分的压下。但是,如果压下率低于60%,则效果不充分,所以将在未再结晶范围的压下率设为60%以上。优选设为70%以上。应予说明,压下率是在多个轧道进行轧制时为累积的压下率。另外,未再结晶温度根据Nb、Ti等的合金元素而变化,但对于本发明的Nb和Ti添加量,将未再结晶温度范围的上限温度设为950℃即可。

  轧制结束温度:Ar3~(Ar3+70℃)

  为了抑制因包辛格效应而引起的强度降低,需要使金属组织成为贝氏体主体的组织,抑制铁素体等软质组织的生成。因此,热轧需要设为属于铁素体生成温度的Ar3温度以上。另外,为了得到更微细的贝氏体组织,轧制结束温度越低越好,若轧制结束温度过高,则贝氏体粒径变得过大。因此,将轧制结束温度的上限设为(Ar3+70℃)。

  应予说明,Ar3温度根据钢的合金成分而变化,所以可通过实验对各种钢测定变态温度而求得,也可由成分按下述式(1)而求得。

  Ar3(℃)=910-310C(%)-80Mn(%)-20Cu(%)-15Cr(%)-55Ni(%)-80Mo(%)

  应予说明,不可避免的杂质等级的元素(未添加的元素)的含量按0%计算。接着热轧进行加速冷却。加速冷却的条件如下所述。

  冷却开始温度:(Ar 3-30℃)以上

  通过热轧后的加速冷却使金属组织成为贝氏体主体的组织,但若冷却开始温度低于作为铁素体生成温度的Ar3温度,则形成铁素体和贝氏体的混合组织,从而因包辛格效应而引起的强度降低变大,抗压强度下降。但是,如果加速冷却开始温度为(Ar3-30℃)以上,则铁素体分率较低,因包辛格效应而引起的强度降低也较小。因此,将冷却开始温度设为(Ar3-30℃)以上。

  冷却速度:10℃/秒以上

  加速冷却是用于得到高强度和高韧性的钢板而不可缺少的工艺,通过以高冷却速度进行冷却,可得到因变态强化而引起的强度提高效果。但是,若冷却速度低于10℃/秒,则不仅不能得到充分的强度,还产生C的扩散,所以引起C向未变态奥氏体(non-transformed austenite)稠化,MA的生成量变多。如上述那样,因MA等硬质第2相促进包辛格效应,所以将导致抗压强度的降低。但是,如果冷却速度为10℃/秒以上,则冷却中的C的扩散少,也可抑制MA的生成。因此,将加速冷却时的冷却速度的下限设为10℃/秒。

  冷却停止温度:超过300℃且550℃以下

  由于加速冷却,贝氏体变态得以进行,从而得到所需的强度,但如果冷却停止时的温度超过550℃,则贝氏体变态变不充分,无法得到充分的拉伸强度和抗压强度。另外,由于贝氏体变态未结束,所以在冷却停止后的空气冷气中引起C向未变态奥氏体的浓缩,促进MA的生成。另一方面,若冷却停止时的钢板平均温度为300℃以下,则钢板表层部的温度下降至马氏体变态温度以下,所以表层部的MA分率变高,因包辛格效应而抗压强度下降。并且,表层部的硬度变高,钢板易产生应变,所以成型性变差,成型成管时的圆度显著变差。因此,将冷却停止时的温度设为超过300℃且550℃以下的范围。

  以下对该再加热条件的限定理由进行说明。

  钢板表面温度:550~720℃

  在厚钢板的加速冷却中,钢板表层部的冷却速度快,并且与钢板内部相比表层部将冷却至更低的温度。因此,在钢板表层部易生成MA(岛状马氏体)。这样的硬质相将促进包辛格效应,所以可通过在加速冷却后对钢板的表层部进行加热而分解MA,从而抑制因包辛格效应而引起的抗压强度的降低。但是,如果表面温度低于550℃,则MA的分解变不充分,另外,超过720℃时,钢板中央部的加热温度也会上升,所以将导致大幅的强度下降。因此,在加速冷却后以分解MA为目的进行再加热时,将再加热时的钢板表面温度设为550~720℃的范围。钢板中心温度:低于550℃通过加速冷却后的再加热,分解表层部的MA,得到高抗压强度,但若钢板中央部的加热温度变成550℃以上,则会引起渗碳体的凝结粗大化、Nb、V之类的碳化物形成元素析出,DWTT性能变差,进而因固溶C的降低而引起抗压强度的降低。因此,将加速冷却后的再加热时的钢板中心温度设为低于550℃。作为加速冷却后的再加热的手段,优选使用能够仅将大量存在有MA的表层部高效地加热的感应加热(induction heating)。另外,为了得到再加热引起的效果,需要加热到比冷却停止时的温度要高的温度,所以将再加热时的钢板中心温度设为比冷却停止时的温度高50℃以上的温度。

  使用上述的方法而制造的钢板制备钢管,钢管的成型方法是通过UOE工艺、加压弯曲(press bend)等冷轧成型而成型成钢管形状。其后,进行缝焊(seam welding),此时的焊接方法只要是可得到充分的接缝强度(strength of joint)和接缝韧性(toughness of joint)的方法,就可为任意的方法,但从优异的焊接品质(weld quality)和制造效率(production efficiency)的角度出发,优选使用埋弧焊接(submerged arc welding)。进行对接部(seam)的焊接后,为了除去焊接残余应力(weld residual stress)和提高钢管的圆度,进行扩管。作为得到规定钢管的圆度且除去残余应力的条件,需要使此时的扩管率为0.4%以上。另外,若扩管率过高,则因包辛格效应所引起的压缩强度的降低变大,所以将其上限设为1.2%。另外,在通常的焊接钢管的制造中,一般把确保圆度当成重点,将扩管率控制在0.90~1.20%之间,但为了确保抗压强度,优选扩管率低。


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