包申格效应的体现小的钢板或钢管及其制造方法

摘要

本发明提供一种包申格效应的体现小的钢板或钢管及其制造方法，特别地提供在进行了扩管时由包申格效应产生的周向压缩强度的降低小的油井用钢管、管线用管等所使用的钢管及其制造方法。所述的包申格效应的体现小的钢板或钢管，其特征在于，具有实质上由铁素体组织和微细马氏体组成、并且在铁素体组织中分散地存在微细马氏体的二相组织。另外，所述的钢板或钢管，用质量％表示，含有C：0.03－0.30％、Si：0.01－0.8％、Mn：0.3－2.5％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.001－0.1％、N：0.01％以下，其余量由铁和不可避免的杂质组成。

说明书

技术领域

本发明涉及包申格效应(Baushinger effect)的体现小的钢板或钢管及其制造方法，特别地涉及扩管5％以上时的周向压缩强度的降低小、即包申格效应的体现小的油井用钢管、管线用管等所使用的钢管及其制造方法。

背景技术

当对钢管通过扩管在周向引入拉伸塑性应变时，相对于由外压产生的在周向上的压缩应力的屈服强度(以下称为压缩屈服强度)降低，钢管在外压下破坏的压力(以下称为抗压压力)降低。这作为包申格效应正如人们熟知的那样，是在塑性变形后、在与施加了塑性应变的方向相反的方向施加应力时，在比本来的屈服强度低的应力下发生变形的现象。

对于作为管线用管使用的UOE钢管，在最终工序中为了提高圆度而进行扩管，从而在周向引入拉伸塑性应变，因此存在抗压压力降低的问题。另外，在将钢板进行冷加工后使用的场合也有时存在包申格效应的问题，例如在施加了拉伸加工应变时，导致压缩屈服应力降低等等。

例如，通过热处理，使由于起因于在UOE钢管的制造工序中所引入的冷加工应变的包申格效应而降低的压缩屈服强度回复的方法，在特开平9-3545号公报、特开平9-49025号公报中被公开。特开平9-3545号公报公开了将钢板采用U型压力机和O型压力机加工成为管状并进行焊接之后，进行扩管，加热至小于700℃的方法，而特开平9-49025号公报公开了进一步进行温热加工的塑性加工，来实施扩管的方法。

另外，特开2004-35925号公报公开了一种即使使加热温度降低为550℃以下、甚至降低为250℃以下，也能够使因包申格效应而降低的压缩屈服强度回复的钢管的制造方法。此外，起因于在造管时引入的应变的包申格效应的体现小的钢管及其制造方法在特开平9-49050号公报、特开平10-176239号公报、特开2002-212680号公报中被公开。

可是，这些发明所公开的在造管时引入的应变，为约1-3％的范围，或最高为4％以下，对于引入5％以上的应变的钢板和钢管的包申格效应尚不清楚。

在这样的状况下，近年来例如开发了在油井内、气井内扩管10-30％来使用的技术(Expandable Tubular)等等，但引入高应变的钢板和钢管的包申格效应成为问题。Expandable Tubular是通过在油井·气井内对以往插入到井内原样地直接使用的油井用钢管进行扩管，来削减挖削费用的技术。

可适用于该Expandable Tubular的钢管，例如公开于特开2002-266055号公报、特开2002-129283号公报、特开2002-349177号公报中。可是，这些钢管是扩管加工性、扩管后的抗压强度或耐蚀性优异的钢管，对于设想在油井内进行扩管时由应变引入引起的包申格效应所导致的抗压强度的降低，丝毫没有公开。

即，为了抑制经冷加工引入5％以上的应变的钢板、或在油井内对油井管进行扩管时引入10-30％的应变的钢管的包申格效应的体现而与最佳的钢的显微组织相关的知识见解均没有。

发明内容

本发明提供引入5％以上的拉伸应变、并且压缩方向的屈服强度的降低少的钢板和钢管，特别地提供在油井内或气井内扩管10％以上后适合于受到外压的用途的包申格效应的体现小的钢管，进而提供这些钢板和钢管的制造方法。

本发明者们对于金属组织、化学成分对包申格效应的体现的影响进行了详细研究，结果发现：在引入了5％以上的应变时，为了减小包申格效应的体现，最好是使钢的组织为实质上包含铁素体组织和微细马氏体的钢组织，并且为在铁素体组织中分散了微细的马氏体的状态的组织。

本发明是基于上述发现和见解而完成的，其要旨如下。

(1)一种包申格效应的体现小的钢板，其特征在于，具有在铁素体组织中分散地存在微细马氏体、并且实质上包括铁素体组织和微细马氏体的二相组织。

(2)根据(1)所述的包申格效应的体现小的钢板，其特征在于，微细马氏体的晶粒的长径为10μm以下，该微细马氏体的面积率为10-30％。

(3)根据(1)或(2)所述的包申格效应的体现小的钢板，其特征在于，在付与变形前后的压缩应力应变曲线中的比例极限之比为0.7以上。

(4)根据(1)至(3)的任1项所述的包申格效应的体现小的钢板，其特征在于，用质量％表示，含有C：0.03-0.30％、Si：0.01-0.8％、Mn：0.3-2.5％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.001-0.1％、N：0.01％以下，其余量由铁和不可避免的杂质组成。

(5)根据(4)所述的包申格效应的体现小的钢板，其特征在于，用质量％表示，进一步含有Nb：0.1％以下、V：0.3％以下、Mo：0.5％以下、Ti：0.1％以下、Cr：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下、B：0.003％以下、Ca：0.004％以下中的1种或2种以上。

(6)根据(4)或(5)所述的包申格效应的体现小的钢板，其特征在于，用质量％表示，含有C：0.03-0.10％，在-20℃下的宽度方向的V型缺口夏比冲击值为40J以上，在付与变形前后的压缩应力应变曲线中的比例极限之比为0.7以上。

(7)一种包申格效应的体现小的钢管，其特征在于，母材具有在铁素体组织中分散地存在微细马氏体、并且实质上包括铁素体组织和微细马氏体的二相组织。

(8)根据(7)所述的包申格效应的体现小的钢板，其特征在于，微细马氏体的晶粒的长径为10μm以下，该微细马氏体的面积率为10-30％。

(9)根据(7)或(8)所述的包申格效应的体现小的钢管，其特征在于，在钢管扩管前后的周向压缩应力应变曲线中的比例极限之比为0.7以上。

(10)根据(7)至(9)的任1项所述的包申格效应的体现小的钢管，其特征在于，用质量％表示，含有C：0.03-0.30％、Si：0.01-0.8％、Mn：0.3-2.5％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.001-0.1％、N：0.01％以下，其余量由铁和不可避免的杂质组成。

(11)根据(10)所述的包申格效应的体现小的钢管，其特征在于，用质量％表示，进一步含有Nb：0.1％以下、V：0.3％以下、Mo：0.5％以下、Ti：0.1％以下、Cr：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下、B：0.003％以下、Ca：0.004％以下中的1种或2种以上。

(12)根据(10)或(11)所述的包申格效应的体现小的钢管，其特征在于，用质量％表示，含有C：0.03-0.10％，在-20℃下的周向的V型缺口夏比冲击值为40J以上，在付与变形前后的压缩应力应变曲线中的比例极限之比为0.7以上。

(13)一种(5)所述的包申格效应的体现小的钢板的制造方法，其特征在于，将用质量％表示，含有C：0.03-0.30％、Si：0.01-0.8％、Mn：0.3-2.5％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.001-0.1％、N：0.01％以下，还选择性地含有Nb：0.1％以下、V：0.3％以下、Mo：0.5％以下、Ti：0.1％以下、Cr：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下、B：0.003％以下、Ca：0.004％以下中的1种或2种以上，其余量由铁和不可避免的杂质组成的钢板加热至760-830℃，然后进行淬火。

(14)一种(11)所述的包申格效应的体现小的钢管的制造方法，其特征在于，将用质量％表示，母材的成分含有C：0.03-0.30％、Si：0.01-0.8％、Mn：0.3-2.5％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.001-0.1％、N：0.01％以下，还选择性地含有Nb：0.1％以下、V：0.3％以下、Mo：0.5％以下、Ti：0.1％以下、Cr：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下、B：0.003％以下、Ca：0.004％以下中的1种或2种以上，其余量由铁和不可避免的杂质组成的钢管加热至760-830℃，然后进行淬火。

(15)一种(11)所述的包申格效应的体现小的钢管的制造方法，其特征在于，将用质量％表示，含有C：0.03-0.30％、Si：0.01-0.8％、Mn：0.3-2.5％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.001-0.1％、N：0.01％以下，还选择性地含有Nb：0.1％以下、V：0.3％以下、Mo：0.5％以下、Ti：0.1％以下、Cr：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下、B：0.003％以下、Ca：0.004％以下中的1种或2种以上，其余量由铁和不可避免的杂质组成的板坯制成热轧钢板，通过辊轧成形将该热轧钢板成形为筒状之后，进行缝焊，制成电焊钢管，接着加热至760-830℃后，进行水冷。

(16)根据(15)所述的包申格效应的体现小的钢管的制造方法，其特征在于，缝焊后，实施将缝焊区加热至Ac₃点以上的焊缝热处理，然后加热至760-830℃后，进行水冷。

(17)根据(15)或(16)所述的包申格效应的体现小的钢管的制造方法，其特征在于，热轧钢板具有铁素体·珠光体组织或铁素体·贝氏体组织。

附图说明

图1是表示本发明(例1)的钢板(钢管)的应力·应变曲线的图。

图2是表示以往(例2)的热轧态钢板(钢管)的应力·应变曲线的图。

图3是表示以往(例3)的Cr-Mo钢的钢板(钢管)的应力·应变曲线的图。

图4的(a)是本发明(例1)的钢板(钢管)的光学组织照片，(b)是本发明(例1)的钢板(钢管)的扫描电镜照片。

图5是以往(例2)的热轧态钢板(钢管)的光学组织照片·

图6是以往(例3)的Cr-Mo钢(回火马氏体组织)的钢板(钢管)的光学组织照片。

实施发明的最佳方案

本发明者们对于钢板和钢管的制造方法、金属组织、化学成分对包申格效应的体现的影响进行了详细研究。主要的研究是通过使用从保持原态的坯材制备的压缩试验片、和从坯材制备拉伸试验片后付与8％的拉伸应变再进行机加工而制得的压缩试验片，进行压缩试验，对两者的应力应变曲线、比例极限、0.1％残余应变的屈服强度、0.2％残余应变的屈服强度进行比较来进行。

特别地将坯材本身的比例极限(PL-b)和拉伸变形后的比例极限(PL-a)之比(PL-a)/(PL-b)称为包申格效应比。该值高表示包申格效应的体现小。此外，在本发明中，比例极限(PL-b)和(PL-a)将0.05％残余应变的屈服强度作为名义比例极限而对其进行使用。

金属组织的观察使用光学显微镜和扫描电镜进行。用于金属组织观察的材料，在为钢板的场合，将与轧制方向垂直的方向的截面作为观察面，在为钢管的场合，将周向的截面作为观察面，从钢板或钢管的壁厚度的中央部采样，将试样的观察面进行镜面抛光之后，进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀。

用表2所示的方法制造表1所示的低合金钢，分别作为例1-例3。由各个低合金钢制作了压缩试验片(直径8mm，高度18mm)和拉伸试验片(直径10mm，平行部分长度30mm的圆棒)。

表1

  C  Si  Mn  Cr  Nb  Al  Ti  B  A  0.09  0.21  1.21  0.03  0.03  B  0.27  0.14  1.28  0.14  0.04  0.02  0.0015

表2

  钢 制造方法  组织  PL-b  PL-a  PL-a/PL-b  包申格效  应比  发明例  A 热轧后(铁素 体·珠光体组 织)加热至780 ℃，水冷  铁素  体·马  氏体  400MPa  360MPa  0.9 例1  A 热轧态  铁素  体·珠  光体  400MPa  270MPa  0.68 例2  比较例  B 从930℃淬火， 在700℃下回火  回火  马氏  体  630MPa  200MPa  0.22 例3

在拉伸试验片的平行部分安装伸长计，利用拉伸试验机施加8％应变之后，将平行部分的直径机加工成为8mm，制作了压缩试验片。使用引入了拉伸应变的压缩试验片和加工态的压缩试验片进行压缩试验，测定压缩的应力·应变曲线，测定了名义比例极限(0.05％残余应变的屈服强度)。在压缩试验中应变的测定，在圆柱侧面的每隔120度处粘贴应变片来进行，使用了其平均值。

图1-3示出了例1-例3的各自的应力·应变曲线的例子。在例1中，如图1所示，在拉伸变形的前后，应力·应变曲线的形状直到450MPa附近为止没有任何变化。在例2、例3中，如图2、图3所示，拉伸变形后的压缩应力·应变曲线，比例极限大幅度降低，例3特别显著。

图4-6示出例1-3的各自的组织照片。例1的金属组织如图4(a)光学显微镜照片、图4(b)扫描电镜照片所示，在铁素体组织中分散有几个μm的微细马氏体的二相组织。在图4(b)所示的例1的放大为2000倍的扫描电镜照片中未能观察到微细的碳化物，由此明确知道：例1的金属组织不包含珠光体、渗碳体、贝氏体、及马氏体与奥氏体的混合物等，为实质上只由铁素体组织和微细马氏体这两相组成的二相组织。另一方面，例2的金属组织如图5所示，为铁素体·珠光体组织。例3如图5所示，为回火马氏体组织。

如图2所示，具有实质上由铁素体组织和微细马氏体组成的二相组织的铁素体+马氏体二相钢(发明例A)的包申格效应比高，其次是作为铁素体和珠光体二相组织的铁素体·珠光体钢(比较例A)，回火马氏体(比较例B)的包申格效应比最低。这样，具有二相组织的钢其包申格效应比大，特别是在第二相为马氏体的情况下，包申格效应比最大。即具有铁素体+马氏体的二相组织的钢的包申格效应的体现最小。

再有，当在具有铁素体+马氏体的二相组织的钢中少量形成粗大的马氏体相时，不仅难以抑制包申格效应的体现，而且低温韧性也降低，因此马氏体必须在铁素体组织中微细地分散形成。由此，可认为分散在铁素体组织中的微细马氏体拘束了铁素体晶粒的变形，从而抑制包申格效应的体现。

以下详细说明本发明。在本发明中，为了使包申格效应的体现最小，需要使钢的组织为在铁素体组织中分散地存在微细马氏体、并且实质上由铁素体组织和微细马氏体组成的二相组织。在此，所谓在铁素体组织中分散地存在微细马氏体，如图4(a)中例示的光学显微镜组织照片和图4(b)中例示的扫描电镜组织照片那样，意指铁素体组织中的微细马氏体不偏析存在，优选马氏体彼此之间的间隔大致均匀。

再有，在本发明中，具有实质上由铁素体组织和微细马氏体组成的二相组织意指在扫描电镜下观察放大至2000倍的组织，在5个视场左右的组织照片中不能观察到包含碳化物在内的组织这一情况，在用透射电镜观察的情况下也有时能观察到碳化物。另外，在本发明中，所谓在铁素体组织中分散有微细马氏体的状态，定义为：在光学显微镜下观察放大至500倍的组织，在拍摄的5个视场左右的组织照片中，与图4(a)所示的组织照片一样地，马氏体不偏析存在。

其次，当存在长径超过10μm的马氏体晶粒时，抑制包申格效应的体现的效果和韧性稍微降低。因此，优选微细马氏体晶粒的长径为10μm以下。另一方面，抑制包申格效应的体现的效果，在微细马氏体晶粒的长径为1μm以上的情况下特别显著。在此，所谓马氏体晶粒的长径是指晶粒的邻接或相对的顶部的距离之中最大的距离，能从图4(b)中例示的扫描电镜组织照片求出。

另外，微细马氏体的面积率小于10％时，强度稍微降低，当其面积率超过30％时，抑制包申格效应的体现的效果和韧性稍微降低，因此优选为10-30％。

此外，铁素体组织的晶粒粒径优选为10-20μm。这时因为，要使铁素体组织的晶粒粒径小于10μm，就必须在低温下进行热轧等等，有时损害制造性，而当铁素体组织的晶粒粒径超过20μm时，往往损害韧性。铁素体组织的晶粒粒径，能够依据JIS G 0552标准采用切断法来求出。

本发明对于包申格效应的效果在钢板、钢管的形式下没有变化。另外，在型钢等其他形状下也仍然发挥与本发明同样的效果。

本发明为了得到作为目的的包申格效应的体现小的钢板或钢管，将化学成分组成特别优选为以下说明的范围。

C是提高淬透性、提高钢强度所必需的元素，为了得到作为目标的强度和铁素体·马氏体组织而必需的下限为0.03％。可是，当C量过多时，在本发明中的工艺下，强度变得过高，而且低温韧性招致显著的劣化，因此其上限规定为0.30％。特别是在需要高的低温韧性的场合，优选C量的上限为0.10％。

Si是为脱氧、提高强度而添加的元素，但较多地添加时，会使低温韧性显著劣化，因此其上限规定为0.8％。钢的脱氧无论采用Al还是采用Ti都能够充分进行，Si未必需要添加。因此下限不需要规定，但通常作为杂质含有0.01％以上，因此下限规定为0.01％。

Mn是在提高淬透性、确保高强度方面不可缺少的元素。其下限为0.3％。可是，当Mn过多时，会助长偏析，微细马氏体变成层状地分散，妨碍均匀分散，因此上限规定为2.5％。

Al是通常作为脱氧材料而含于钢中的元素，对组织的细化也有效果。可是，当Al量超过0.1％时，Al系非金属夹杂物增加，损害钢的洁净度，因此上限规定为0.1％。可是，脱氧采用Ti或Si都能进行，Al未必需要添加。因此，下限不需要限定，但通常作为杂质含有0.001％以上，因此规定为0.001％以上。

N形成TiN，抑制板坯再加热时奥氏体晶粒的粗化，使母材的低温韧性提高。为了得到该效果，优选添加0.001％以上的N。可是，当N量过多时，TiN发生粗化，产生表面缺陷、韧性劣化等弊端，因此其上限必须抑制在0.01％。

此外，在本发明中，作为杂质元素的P、S量分别规定为0.03％以下、0.01％以下。其主要原因是为了更加提高母材的低温韧性，改善焊接区的韧性。P量的降低在减轻连铸坯的中心偏析的同时，还防止晶界破坏，使低温韧性提高。另外，S量的降低使在热轧中发生延伸的MnS减少，具有提高塑韧性的效果。P、S两者都越少越好，但需要从特性和成本的平衡方面来确定。

接着，说明添加作为选择元素的Nb、Ti、Ni、Mo、Cr、Cu、V、B、Ca的目的。添加这些元素的主要目的是为了在不损害本发明钢的优异特性的前提下谋求强度·韧性进一步提高、可制造的钢材尺寸(厚度)扩大，因此下限不特别规定，但为上限值的十分之一左右的添加量时添加效果变得显著。

Nb不仅在轧制时抑制奥氏体再结晶、使组织细化，而且也有助于淬透性增大，使钢强韧化。此外，有助于通过时效使包申格效应回复。Nb添加量，为了得到该效果优选添加0.01％以上，当多于0.1％时，会给低温韧性造成坏影响，因此其上限优选为0.1％。

Ti的添加会形成微细的TiN，抑制板坯再加热时奥氏体晶粒的粗化，使显微组织细化，改善低温韧性。另外，在Al量低为例如0.005％以下的情况下，Ti形成氧化物也具有脱氧效果。为了得到这些效果优选添加0.01％以上，但当Ti量过多时，会发生TiN的粗化、由TiC导致的析出硬化，使低温韧性劣化，因此优选其上限为0.1％。

添加Ni的目的是抑制低温韧性的劣化。Ni的添加与添加Mn、Cr、Mo比较，在轧制组织中、特别是连铸钢坯的中心偏析带中形成对低温韧性有害的硬化组织的情况少。为了得到这些效果优选添加0.1％以上，但当添加量过多时，热处理前的钢组织变为马氏体·贝氏体系，因此优选其上限为1.0％。

Mo为了提高钢的淬透性、得到高强度而添加。此外，也有促进由在100℃左右下的低温时效带来的包申格效应的回复的作用。为了得到这些效果优选添加0.05％以上，但添加过剩的Mo时，热处理前的钢组织变为马氏体·贝氏体系，因此优选其上限为0.5％。

添加Cu的目的是抑制低温韧性的劣化。Cu的添加与添加Mn、Cr、Mo比较，在轧制组织中、特别是连铸钢坯的中心偏析带中形成对低温韧性有害的硬化组织的情况少。为了得到这些效果优选添加0.1％以上，但当添加量过多时，热处理前的钢组织变为马氏体·贝氏体系，因此优选其上限为1.0％。

Cr使母材、焊接区的强度增加，但为了得到该效果优选添加0.1％以上，但Cr量过多时，热处理前的钢组织变为马氏体·贝氏体系，因此优选上限为1.0％。

V具有与Nb大致一样的效果。为了得到该效果，优选添加0.01％以上，但当添加量过多时，会使低温韧性劣化，因此优选上限为0.3％。

B具有提高淬透性的效果。为了得到该效果，优选添加0.0003％以上，但当添加量过多时，不仅淬透性效果反倒降低，而且易发生低温韧性降低、板坯上发生裂纹等，因此优选上限为0.003％。

Ca具有防止氧化物粗化、提高扩管特性的效果。为了得到该效果，优选添加0.0004％以上，通过添加0.001％以上，体现出显著的效果。另一方面，当Ca的添加量过多时，会生成粗大的Ca氧化物，扩管特性往往降低，因此优选上限为0.004％以下。

接着，说明本发明的具有铁素体+马氏体双相组织的钢的制造方法。本发明的铁素体+马氏体双相钢，能够通过将钢加热至奥氏体、铁素体两相区，然后进行淬火而得到。当加热温度过低时，不能形成马氏体，当加热温度过高时，向奥氏体的相变率过大，奥氏体中的C量变低，因此在淬火时不能相变成为马氏体。因此，加热温度以760-830℃为最佳。再有，加热至两相区后的淬火优选通过水冷来进行。

此外，铁素体+马氏体双相钢，如果加热前的组织为铁素体·珠光体组织或铁素体·贝氏体组织，则容易生成。为了使加热前的钢板即热轧钢板的组织为铁素体·珠光体组织，只要使热轧后的卷取温度为700-500℃即可，为了使加热前的钢板即热轧钢板的组织为铁素体·贝氏体组织，只要使热轧后的冷却开始温度为750℃以下、使卷取温度为500℃以下即可。

可用于本发明的钢管是无缝钢管、将钢板成形为圆筒状后对端部和端部进行电弧焊接的UOE钢管等，但优选为电焊钢管。其原因是因为，由于电焊钢管以热轧钢板为原材料来制造，因此壁厚均匀，与无缝钢管比较，具有在扩管性、抗压强度方面优异的特征。如果钢管的壁厚均匀，则扩管性、扩管后的抗压强度提高，另一方面，当壁厚不均匀时，在扩管时容易弯曲。

由于缝焊区的被加热的部分被压缩、并被急冷，因此变成微细的均匀组织，与以铁素体·珠光体为主体的母材和焊接热影响区比较，加热至760-830℃之后的组织不易变成铁素体+马氏体双相组织。当将焊缝区、即缝焊区的附近暂时加热至Ac₃点以上时，会变得近似于铁素体·珠光体组织，因此将管体加热至奥氏体+铁素体双相区、并淬火之后的缝焊区的组织与母材和焊接热影响区的组织近似。

将根据本发明得到的钢管用作为Expandable Tubular的场合，需要能够扩管到高的扩管率。本发明的具有在铁素体组织中分散有微细马氏体的双相组织的钢管，其变形特性优异，还具有高的加工硬化率，不易发生局部变形，因此能够扩管到45％的扩管率。

实施例

使用具有表3所示的化学成分的热轧钢板，制造了直径194mm、壁厚9.6mm的电焊钢管。热轧加热温度为1200℃，轧制温度结束温度为850℃，在输出辊道水冷之后，在600℃下卷取。热轧钢板的组织通过改变冷却条件等来使之变化。

另外，如表4所示，对一部分的电焊钢管实施了焊缝区的热处理。将这些钢管在表4所示的条件下加热，然后快速水冷。从这些钢管的母材上以周向的截面为观察面来制备试样，拍摄了壁厚中心部附近的光学显微镜组织照片和扫描电镜组织照片。

表3

  钢  C  Si  Mn  P  S  Al  N  Nb  V  Mo  Ti  Cr  Ni  Cu  B  Ca  A  0.09  0.21  1.21  0.012  0.003  0.03  0.005  0.03  B  0.27  0.14  1.28  0.015  0.005  0.04  0.003  0.02  0.0015  0.0012  C  0.14  0.08  1.65  0.008  0.001  0.02  0.004  0.0008  D  0.05  0.22  0.84  0.018  0.002  0.02  0.004  0.05  0.12  0.01  0.0019  E  0.08  0.06  1.11  0.013  0.003  0.03  0.003  0.02  0.2  0.2  0.2

表4

  试验No.  钢  焊缝热处理  加热温度  (后水冷)  回火  显微组织  面积率  (％) 马氏体 长径(μ m)  周向夏比  冲击值  (J)  包申格  效应比  发明例  1  A  920℃水冷  780℃  铁素体+马氏体  12  9  56  0.90  2  A  无  820℃  铁素体+马氏体  23  7  50  0.95  3  B  920℃空冷  780℃  铁素体+马氏体  16  12  27  0.82  4  C  920℃水冷  780℃  铁素体+马氏体  13  8  38  0.87  5  D  920℃空冷  800℃  铁素体+马氏体  14  10  72  0.74  6  E  920℃空冷  800℃  铁素体+马氏体  17  9  70  0.77  比较例  7  A  920℃水冷  780℃空冷  铁素体+珠光体  35  0.61  8  A  920℃水冷  780℃  500℃  铁素体+回火马  氏体  36  0.43  9  B  920℃空冷  930℃  700℃  回火马氏体  64  0.22

^*表中的面积率是微细马氏体的面积率。

^*表中的空白栏意指未实施。

从扩管前的钢管将周向作为长度方向依据JIS Z 2202标准制备V型缺口夏比冲击试验片，在-20℃下依据JIS Z 2242标准进行夏比冲击试验，将测定的吸收功作为周向夏比冲击值示于表4。将这些钢管扩管20％。从扩管前后的钢管制备将周向作为长度方向的压缩试验片(直径8mm，高度18mm)，实施周向为压缩方向的压缩试验，测定0.05％残余应变的屈服强度，算出包申格效应比。表4示出这些试验结果。此外，证实了本发明的钢管能够扩管到45％的扩管率。

另外，将一部分进行20％扩管后的钢管供抗压试验用，测定了抗压压力。抗压试验依据API标准的5C3、使直径和试验体长度之比为8来进行。表5示出表4的发明钢(试验No.1)和比较用钢(试验No.9)的抗压试验的结果。与比较用钢比，本发明钢的抗压强度提高，可认为这是因为通过抑制了包申格效应使得强度提高的缘故。

比较例的钢管是呈现回火马氏体组织的淬火回火钢，是作为现状Expandable Tubular使用的钢管。

表5

  试验No.1  抗压压力  发明例  1  15.1MPa  比较例  9  10.3MPa

产业上的可利用性

本发明能够提供在天然气、原油输送用的管线用管、或者油井管等电焊钢管的制造过程中进行扩管时产生的包申格效应的体现小的钢板和钢管。

本说明书和权利要求书中的“以上”和“以下”，包括本数。