电阻焊焊接部的耐HIC性和低温韧性优异的电阻焊钢管及其制造方法

摘要

本发明提供具有兼具优异的耐HIC性和优异的低温韧性的电阻焊焊接部的拉伸特性TS：434MPa以上的电阻焊钢管及其制造方法。一种电阻焊钢管，其特征在于，具有如下组成，并具有拉伸强度TS：434MPa以上的强度，所述组成为：以质量％计含有C：0.03～0.59％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.40～2.10％和Al：0.01～0.35％，且以Mn/Si(质量比)为6.0～9.0的范围的方式调整并含有Si、Mn，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，相对于含有铁素体的宽度为2mm的电阻焊焊接部总量，该电阻焊钢管的电阻焊焊接部中存在的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量以质量％计为16ppm以下，该电阻焊焊接部兼具优异的耐HIC特性和优异的低温韧性。

说明书

技术领域

本发明涉及适合作为原油(crude oil)、天然气等(natural gas)的 开采用或输送用的具有拉伸强度(tensile strength)TS：434MPa以上 的强度的电阻焊钢管(electric resistance welded steel pipe or steel  tube)。本发明尤其是涉及提高电阻焊焊接部(electric resistance welded  part)的耐氢致开裂性(hydrogen induced cracking resistance)和低温 韧性(low-temperature toughness)的技术。

背景技术

电阻焊钢管一直以来大多被用作原油、天然气等的开采用或输送 用。然而，电阻焊钢管由于具有电阻焊焊接部，因此从电阻焊焊接部的 可靠性的观点出发，其用途被限定于电阻焊焊接部的耐氢致开裂性(以 下也称为耐HIC性)、低温韧性的要求值不严格的位置。因此，强烈期 望耐HIC性优异、进而低温韧性也优异的电阻焊钢管。

对于这种期望，例如专利文献1中记载有以含有0.0012％以上的Ca 的Al脱氧钢(Al deoxidized steel)为原料的耐酸性优异的电阻焊钢管。 专利文献1所记载的技术中，将Ca/Al比设为0.10以下，将相对于圆周 方向(circumferential direction)的长度的板厚方向(through-thickness  direction)的长度的比设为2以上，且将长径为10μm以上的夹杂物 (inclusion)的密度(density)调整至每mm²为5个以下。由此，即 使在pH低的严格的环境下，也可以防止氢致起泡开裂(hydrogen  induced blister cracking)的产生，成为耐酸性优异的电阻焊钢管。

此外，专利文献2中记载有可以使电阻焊焊接部的韧性提高的电阻 焊钢管的气体保护焊接方法(gas shield welding)。专利文献2中记载的 技术的特征在于，在精加工成型(fin pass forming)后且在焊接前，以 喷雾(mist)清洗除去管内面侧的悬浮氧化皮(suspended scale)，并且 在焊接部的局部保护(local shielding)时，使得除了管内面侧的保护装 置(shielding arrangement)的保持辊以外与管非接触，进行焊接部的 局部气体保护(local gas shielding)。由此，可防止电阻焊焊接部的氧化 皮的残留，格外提高电阻焊焊接部的韧性。

此外，专利文献3中记载有API X80级(grade)以上的高强度薄 壁电阻焊线管(high tensile strength thin-walled electric resistance  welded line pipe or tube)。专利文献3所记载的技术中，从热轧线圈(hot  rolled steel coil)经过冷的辊轧成型(roll forming)、电阻焊焊接、焊缝 热处理(heat treatment of seam)、分级机(sizing treatment)的工序而 制造，将外径为200～610mm、厚度/外径比(t/D)为2％以下、金属组 织(metallic structure)为平均结晶粒径(average grain size)5μm以 下的针状铁素体组织(acicular ferrite structure)、电阻焊焊接的对接部 (butt part)的氧化物(oxide)的占有面积(occupied area)为0.1％ (相当于1000ppm)以下、扁平(flatning)后的周向的拉伸强度为 700N/mm²以上的电阻焊钢管用于线管。由此，母材的韧性优异，电阻 焊焊接的对接部可确保与母材相同的健全性。

此外，专利文献4中记载有电阻焊焊接部的缺陷少、蠕变破裂强度 (creep rupture strength)和韧性优异的锅炉用电阻焊钢管(electric  resistance welded steel pipe or steel tube for boiler)。专利文献4中记载 的锅炉用电阻焊钢管是以质量％计含有C：0.01～0.20％、Si：0.01～ 1.0％、Mn：0.10～2.0％、Cr：0.5～3.5％，限制为P：0.030％以下、S： 0.010％以下、O：0.020％以下，含有Nb：0.001～0.5％、V：0.02～1.0％、 B：0.0003～0.01％，将(Si％)/(Mn％+Cr％)设为0.202～1.5，电 阻焊焊接时生成的SiO₂、MnO、Cr₂O₃的3元混合氧化物的面积率为 0.1％以下的锅炉用电阻焊钢管。由此，成为电阻焊焊接性(weldability  of electric resistance welding)优异、蠕变破裂强度也优异的锅炉用电 阻焊钢管。

专利文献

专利文献1：日本特开昭60-213366号公报

专利文献2：日本特开平4-178281号公报

专利文献3：日本特开2008-223134号公报

专利文献4：日本特开2006-77330号公报

发明内容

专利文献1所记载的技术可以说在(0.5％CH₃COOH+人造海水 (synthetic seawater)(3％NaCl)+饱和H₂S)环境下的耐HIC性优 异。然而，专利文献1所记载的技术中，夹杂物的控制不充分。此外， 专利文献1所记载的技术中，有在更加苛刻的腐蚀环境(corrosion  environment)即NACE TM0284标准的SolutionA液(0.5％CH₃COOH +5％NaCl+饱和H₂S)环境下，无法避免氢致开裂(HIC)的产生的 问题。就是说，长径为10μm以上的夹杂物的密度为每mm²5个的夹杂 物量在换算为面积率时相当于0.05％(500ppm)，即使考虑到长径/短径 比(ratio of the major diameter to the minor diameter)：2，也为100ppm 左右。由此，可应用以专利文献1所记载的技术制造的电阻焊钢管的环 境是直至0.5％CH₃COOH+人造海水(NaCl浓度约3％)+饱和H₂S 环境为止，在更加严重的腐蚀环境中，有可能产生HIC。尤其是，在目 前通常作为苛刻环境条件而使用的NACE TM0284标准的Solution A溶 液(0.5％CH₃COOH+5％NaCl+饱和H₂S环境)中，难以避免HIC产 生。此外，引用文献1的技术的低温韧性不充分，在寒冷地区的应用也 存在问题。

此外，专利文献2所记载的技术中，在电阻焊焊接部中，可得到夏 比冲击试验(Charpy impact test)的吸收能量(absorbed energy)为 20kgfm左右以上这样的高吸收能量(电阻焊焊接部高韧性)的温度区 域至多到-50°F(相当于-45.5℃)为止，在-60℃以下这样的极低温度 (extremely-low temperature)时有低温韧性下降的问题。此外，以专 利文献2所记载的技术制造的钢管也有在苛刻的腐蚀环境条件下不保持 良好的耐HIC性的问题。

此外，专利文献3所记载的技术中，可得到电阻焊焊接部的氧化物 的占有面积为0.1％(相当于1000ppm)以下的电阻焊钢管。然而，对 于该程度的氧化物量的下降而言，电阻焊焊接部在-20℃的夏比冲击试 验的吸收能量仅显示小于100J这样低的值。如此，专利文献3所记载 的技术中有无法确保在-60℃时的夏比冲击试验的吸收能量为120J以上 这样的良好的电阻焊焊接部低温韧性的问题。

此外，专利文献4所记载的技术中，使混合氧化物(mixed oxide) 的熔点下降，由此可使电阻焊焊接部的焊接缺陷(weld defect)下降， 可防止电阻焊焊接部的蠕变特性(creep characteristic)、韧性变差。引 用文献4所记载的技术中，得到的电阻焊焊接部的夏比冲击试验的断裂 转变温度(fracture transition temperature)为约0～-50℃左右，有无 法确保-60℃时的夏比冲击试验的吸收能量为120J以上这样的良好的电 阻焊焊接部的低温韧性的问题。

本发明的目的在于解决该现有技术的问题，提供一种具有兼具优异 的耐HIC性和优异的低温韧性的电阻焊焊接部的拉伸强度TS：434MPa 以上的电阻焊钢管。这里所述的“优异的耐HIC性”是指在NACE TM0284标准的NACE Solution A溶液(0.5％CH₃COOH+5％NaCl+ 饱和H₂S)环境下浸渍200h后的裂纹面积率CAR(Crack Area Ratio) 为3％以下的情况。此外，“优异的低温韧性”是指按照JIS Z 2242的标 准而得到的在-60℃时的夏比冲击试验的吸收能量vE_-60为120J以上，且 按照WES 1108(1995)的标准而得到的CTOD试验的在-20℃时的龟裂 顶端开口位移值(crack tip opening displacement value)(CTOD值) 为0.3mm以上的情况。此外，本发明的夏比断裂转移温度vTrs为-60℃ 以下。

本发明的发明人等为了达成上述目的，对氧化物的构成元素 (constituent element)、氧化物的大小、氧化物的数量对电阻焊焊接部 的耐HIC特性和低温韧性造成的影响进行了深入研究。其结果想到， 首先，电阻焊焊接时在钢带边缘部(edge of steel strip)生成的氧化物 的粘度(viscosity)对电阻焊焊接部的耐HIC性、低温韧性有很大影响。 然后，发现通过将电阻焊焊接时在钢带边缘部生成的氧化物的粘度调整 至2泊以下，电阻焊焊接部的耐HIC性和低温韧性显著提高。

对于通过使得电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度为2泊以下而提高 耐HIC性和低温韧性的理由，目前为止尚不明确。本发明的发明人等 认为是由于形成于钢带边缘面的熔融金属(molten metal)通过电磁压 力(electromagnetic nature pressure)排出时或通过压接(upset)(也 称为顶锻)将熔融金属排出时，上述氧化物的粘度变低，从而将氧化物 在焊接部中没有残留地排出。

首先，对本发明的发明人等进行的成为本发明的基础的实验结果进行 说明。

使用以质量％计含有0.01～0.80％的C、0～2.50％的Si、0.15～ 3.00％的Mn、0.009～0.0125％的S、0.001～0.035％的P、0～0.70％的 Al、0～3.50％的Cr、0～0.0060％的Ca、0～0.085％的Nb且剩余部分 由Fe和不可避免的杂质构成的组成范围的各种热轧钢板(板厚： 20.6mm)，以利用辊的连续冷成型(continuous cold forming)制成开 管(open pipe)，对于每种热轧钢板(hot rolled steel sheet)，使气氛的 氧浓度(concentration of oxygen)等电阻焊焊接条件(welding condition  of electric resistance welding)产生各种变化，进而，对于每种热轧钢 板，使利用挤压辊(squeeze roll)的压接条件产生各种变化，将开管的 宽度方向端部彼此进行电阻焊焊接，对于每种热轧钢板，得到外径 660mmφ的电阻焊钢管。另外，一部分电阻焊钢管中，在辊轧成型时使 用精加工辊，对钢带幅端部赋予坡口(坡口角度：30°)。一部分电阻焊 钢管中，对电阻焊焊接部施行淬火回火处理(quenching and tempering  treatment)(焊缝QT(seam QT))。

从得到的各电阻焊钢管的电阻焊焊接部，以试验片长度方向为管轴 方向(direction of tube axis)且电阻焊焊接部为试验片长度方向的中央 的方式采集HIC试验片(大小：10mm厚度×20mm宽度×100mm长度)， 实施HIC试验。HIC试验是将试验片在NACE TM0284标准的 SolutionA液(0.5％CH₃COOH+5％NaCl+饱和H₂S)中进行200h浸 渍的试验。浸渍后，对试验片板面进行超声波探伤(ultrasonic flaw  detection)，通过图像处理(image treatment)求出裂纹部的面积率 (CAR)。

此外，从得到的各电阻焊钢管，按照JIS Z 2242的标准，以电阻焊 焊接部为中心在管圆周方向采集夏比冲击试验片(V形缺口试验片(V  notch test piece))。应予说明，缺口是通过蚀刻(etching)确认的，将 电阻焊焊接部作为中心。使用所得到的夏比冲击试验片(V形缺口试验 片)实施冲击试验，求出吸收能量。试验温度设为-60℃，对各电阻焊 钢管，使用3片试验片进行试验，将其算术平均值作为各电阻焊钢管的 电阻焊焊接部的韧性(吸收能量)值vE_-60。

另外，对各电阻焊钢管，计算求出电阻焊焊接时生成的氧化物的粘 度。电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度是由电阻焊焊接时的钢水温度 (liquid steel temperature)、电阻焊焊接时生成的氧化物组成，通过 P.V.Riboud et.al.：Fachber.Heuteenprax.Metall weiterverrarb.，19 (1981)859中记载的下式求出。

氧化物的粘度(泊)＝10×A_RT exp(B_R/T)····(1)

这里，T：绝对温度(K)，

A_R：exp{-19.81+1.73(X_CaO+X_MnO)-35.75X_Al2O3}

B_R：31140-23896×{(X_CaO+X_MnO)+68833X_Al2O3}

X_CaO、X_MnO、X_Al2O3：氧化物中的CaO、MnO、Al₂O₃的各自的摩 尔分率

应予说明，计算粘度时，使用对于电阻焊焊接时的温度：1550℃而 得到的摩尔分率。此外，电阻焊焊接时生成的氧化物的组成是由作为电 阻焊钢管的原料的热轧钢板的组成、以及从钢板端部的焊接至压接为止 的时间决定的。

将得到的结果以电阻焊焊接部的CAR、电阻焊焊接部的vE_-60与电 阻焊焊接时生成的氧化物的粘度的关系示于图1。

由图1可知，若电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度为2泊以下，则 即使在苛刻的腐蚀环境下，也可以得到电阻焊焊接部的CAR为3％以 下而电阻焊焊接部的耐HIC性优异、vE_-60为120J以上而电阻焊焊接部 的低温韧性提高的电阻焊钢管。

本发明的发明人等通过进一步研究，得到以下发现。第一，若电阻 焊焊接时生成的氧化物的粘度可减少至2泊以下，则可以从电阻焊焊接 部容易地排出氧化物。第二，通过粘度的减少，存在于电阻焊焊接部的 等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计 量相对于含有基体钢(base iron)的宽度为2mm的电阻焊焊接部总量 以质量％计成为16质量ppm以下。基于以上情况发现，根据本发明， 电阻焊焊接部的耐HIC性、低温韧性提高。

上述电阻焊焊接部的CAR、电阻焊焊接部的vE_-60的结果与等效圆 直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量(相 对于含有基体钢的宽度为2mm的电阻焊焊接部总量的以质量％表示的 量)的关系示于图2。

由图2可知，若等效圆直径为8μm以上的夹杂物中的Si、Mn、Al、 Ca和Cr的合计为16ppm以下，则即使在苛刻的环境下，也可以得到 电阻焊焊接部的CAR为3％以下而电阻焊焊接部的耐HIC性优异、vE_-60为120J以上而电阻焊焊接部的低温韧性提高的电阻焊钢管。

应予说明，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、 Ca和Cr的合计量使用由以下述方式求出的值。

从得到的电阻焊钢管，以电阻焊焊接部为中心，采集电解提取用板 状试验片(大小：厚度管厚度×宽度2mm×长度20mm)。使用该试验片， 使电解液为10％AA液(AA液是指10vol％的乙酰丙酮-1质量％的四甲 基氯化铵-甲醇)，电解提取夹杂物。将得到的电解提取物(夹杂物)用 孔径为8μm的滤网过滤。接着，将经过滤的电解提取物(称为等效圆 直径为8μm以上的夹杂物)进一步碱熔融，实施ICP分析(Inductively  Coupled Plasma Mass Spectrometry)，分析夹杂物中所含的Si、Mn、 Al、Ca和Cr。通过该分析，得到相对于含有基体钢的宽度为2mm的 电阻焊焊接部总量，以质量％计，等效圆直径为8μm以上的夹杂物中 的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计含量。

由此，本发明的发明人等发现，通过将作为原料的钢板(热轧钢板) 的组成调整为适当范围，进一步以适当条件进行电阻焊焊接，将电阻焊 焊接时生成的氧化物的粘度调整为2泊以下，从而只要将在电阻焊焊接 部中存在的夹杂物中所含的Si、Mn和Al等的合金元素量控制在一定 以下，则可以制造电阻焊焊接部兼具优异的耐HIC性和优异的低温韧 性的电阻焊焊接钢管。

本发明是基于上述发现并进一步进行研究而完成的。即，本发明的 主旨如下所述。

(1)一种电阻焊钢管，其特征在于，具有如下组成并具有拉伸强 度TS：434MPa以上的强度，所述组成为：以质量％计含有C：0.03～ 0.59％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.40～2.10％和Al：0.01～0.35％，且 以Mn/Si(质量比)为6.0～9.0的范围的方式调整并含有Si、Mn，剩 余部分由Fe和不可避免的杂质构成，相对于含有基体钢的宽度为2mm 的电阻焊焊接部总量，在该电阻焊钢管的电阻焊焊接部的等效圆直径为 8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量以质量％计为 16ppm以下，该电阻焊焊接部兼具优异的耐HIC特性和优异的低温韧 性。

(2)如(1)所述的电阻焊钢管，其特征在于，除上述组成以外， 以质量％计进一步含有Ca：0.0001～0.0040％。

(3)如(1)或(2)所述的电阻焊钢管，其特征在于，除上述组 成以外，以质量％计进一步含有Cr：0.01～1.09％。

(4)如(1)～(3)中任一项所述的电阻焊钢管，其特征在于， 除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Cu：0.01～0.35％、Mo： 0.01～0.25％、Ni：0.01～0.20％、B：0.0001～0.0030％中的1种或2种 以上。

(5)如(1)～(4)中任一项所述的电阻焊钢管，其特征在于， 除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Nb：0.001～0.060％、V： 0.001～0.060％、Ti：0.001～0.080％中的1种或2种以上。

(6)一种电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，将热轧钢带连续 地辊轧成型而制成大致圆形断面的开管后，将该开管的对接部附近加热 至熔点以上，进行以挤压辊压接的电阻焊焊接而形成电阻焊焊接部，接 着，对该电阻焊焊接部施行在线的热处理，其中，使上述热轧钢带为具 有如下组成并具有拉伸强度TS：434MPa以上的强度的热轧钢带，所述 组成为：以质量％计含有C：0.03～0.59％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.40～ 2.10％和Al：0.01～0.35％，且以Mn/Si为6.0～9.0的范围的方式调整 并含有Si、Mn，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，以该电阻焊焊 接时生成的氧化物的粘度成为2泊以下的方式，调整电阻焊焊接时的气 氛中的氧浓度和/或从因上述加热所致的熔融开始至上述压接为止的时 间而进行上述电阻焊焊接，上述电阻焊焊接部兼具优异的耐HIC特性 和优异的低温韧性。

(7)如(6)所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于，上述辊 轧成型的精加工成型中，对上述热轧钢带的宽度方向的两端面赋予锥形 开始位置(starting location of taper)与成为管外面的表面或成为管内 面的表面在热轧钢带板厚方向的距离的和为热轧钢带板厚的2～80％的 锥形坡口。

(8)如(6)或(7)所述的电阻焊钢管的制造方法，其特征在于， 将从因上述加热所致的熔融开始(melting onset)至上述压接为止的时 间设为0.2～4秒。

(9)如(6)～(8)中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其 特征在于，上述电阻焊焊接是使上述电阻焊焊接时的气氛中的氧浓度为 与由下述(1)式定义的钢水的易氧化度(oxidization tendency)f_oxy相 关且调整为以体积％计1000/foxy ppm以下的焊接。

f_oxy＝Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca····(1)

这里，Mn、Si、Cr、Al、Ca：各元素的含量(质量％)

(10)如(6)～(9)中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其 特征在于，将对上述电阻焊焊接部施行的上述热处理设为如下处理：以 该电阻焊焊接部的厚度方向平均温度计，加热至加热温度：720～ 1070℃，接着，进行空气冷却或水冷；或者，进一步以该电阻焊焊接部 的厚度方向平均温度计，加热至加热温度：小于720℃，进行空气冷却。

(11)如(6)～(10)中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其 特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有Ca：0.0001～ 0.0040％。

(12)如(6)～(11)中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其 特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有Cr：0.01～1.09％。

(13)如(6)～(12)中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其特 征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Cu：0.01～0.35％、 Mo：0.01～0.25％、Ni：0.01～0.20％、B：0.0001～0.0030％中的1种或2 种以上。

(14)如(6)～(13)中任一项所述的电阻焊钢管的制造方法，其特 征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Nb：0.001～0.060％、 V：0.001～0.060％、Ti：0.001～0.080％中的1种或2种以上。

根据本发明，即使在严重的腐蚀环境下，电阻焊焊接部也具有优异 的耐HIC性。进而，根据本发明，电阻焊焊接部具有-60℃时的夏比冲 击试验的吸收能量为120J以上的优异的低温韧性。而且，本发明的电 阻焊钢管具有拉伸强度TS：434MPa以上，因此本发明的电阻焊钢管具 有优异的耐HIC性、低温韧性，并且也具有充分的强度。此外，根据 本发明，可以容易地制造如上所述的优异的电阻焊钢管，因此本发明在 产业上发挥显著的效果。

附图说明

图1是表示电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度对电阻焊焊接部的 CAR、电阻焊焊接部的vE_-60造成的影响的图。

图2是表示等效圆直径为8μm以上的夹杂物中的Si、Mn、Al、Ca 和Cr的合计含量对电阻焊焊接部的CAR、电阻焊焊接部的vE_-60造成 的影响的图。

图3是表示优选的坡口形状的一个例子的说明图。

图4是表示对电阻焊焊接时生成的氧化物组成造成影响的热轧钢板的 Mn/Si与从钢板端部熔融至压接为止的时间的关系的图。

具体实施方式

首先，对限定本发明的电阻焊钢管的组成的理由进行说明。以下， 只要没有特别说明，质量％就简单地以％表示。

C：0.03～0.59％

C是介由珠光体(pearlite)、渗碳体(cementite)、贝氏体(bainite)、 马氏体(martensite)等硬质相(hard phase)的形成而增加钢管的强 度的元素。本发明中，为了确保所需的强度(拉伸强度434MPa以上)， 优选含有0.03％以上的C。此外，C是在电阻焊焊接时使钢水的熔点 (melting point)下降的元素。而且，C是利用与大气(air)中的O₂的反应而形成CO，由此对电阻焊焊接时的氧化物的形成造成影响的元 素。若C的含量大于0.59％，则伴随着熔点的下降，电阻焊焊接部的钢 水的凝固温度(solidification temperature)下降，钢水的粘度上升，因 此氧化物难以排出。由此，将C的含量限定于0.03～0.59％的范围内。 另外，优选为0.04～0.49％。

Si：0.10～0.50％

Si是具有通过固溶强化(solute strengthening)增加钢管强度的作 用的元素。此外，Si在电阻焊焊接部中与Fe相比与O(氧)的亲和力 (affinity)强，与Mn氧化物一起形成粘度高的共晶氧化物(eutectic  oxide)。Si的含量小于0.10％时，电阻焊焊接部的共晶氧化物中的Mn 浓度变高，氧化物的熔点比钢水温度高，容易作为氧化物而残留于电阻 焊焊接部。因此，电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径 (equivalent circle diameter)为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、 Ca和Cr的合计容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接部的韧性和耐HIC 性下降。另一方面，若Si的含量大于0.50％，则电阻焊焊接部的共晶 氧化物中的Si浓度变高，粘度变高，氧化物的生成量变多，并且氧化 物容易残留于电阻焊焊接部。因此，电阻焊焊接部中存在的夹杂物中， 等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计 容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接部的韧性和耐HIC性下降。由此， 将Si的含量限定于0.10～0.50％的范围内。另外，优选为0.15～0.35％。

Mn：0.40～2.10％

Mn是通过固溶强化和相变强化(transformation toughening)而有 助于增加钢管强度的元素。此外，Mn在电阻焊焊接部与Fe相比与O 的亲和力强，与Si氧化物一起形成粘度高的共晶氧化物。Mn的含量小 于0.40％时，电阻焊焊接部的共晶氧化物中的Si浓度变高，氧化物的 熔点与钢水温度相比变高，粘度也变高，氧化物容易残留于电阻焊焊接 部。因此，电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径为8μm以上 的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca等的合计容易大于16ppm而变高， 电阻焊焊接部的韧性和耐HIC性下降。另一方面，若Mn的含量大于 2.10％，则电阻焊焊接部的共晶氧化物中的Mn浓度变高，氧化物的熔 点与钢水温度相比变高、氧化物的生成量变多，并且氧化物容易残留于 电阻焊焊接部。因此，夹杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所 含的Si、Mn、Al和Ca等的合计容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接 部的韧性和耐HIC性下降。由此，将Mn的含量限定于0.40～2.10％的 范围内。另外，优选为0.85～1.65％。

本发明的电阻焊钢管中，以在上述含有范围且Mn/Si成为6.0～9.0 的范围的方式调整并含有Si、Mn。应予说明，Mn/Si表示质量比(Mn 的含量/Si的含量)。

由于电阻焊焊接时生成的氧化物为Si-Mn系氧化物，因此为了使得 生成的氧化物的粘度为规定值以下，重要的因素是将Mn/Si调整至规定 范围内。Mn/Si小于6.0时，Si含量多，大量地形成具有网眼结构的熔 融硅酸盐，无法使得电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度为2泊以下。另 一方面，若Mn/Si大于9.0而变大，则Mn含量变得过多，氧化物的熔 点大于钢水温度，因此电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径为 8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计大于16ppm而 变高。因此，以Mn/Si成为6.0～9.0的范围的方式进行调整而含有Si、 Mn。另外，优选为6.2～8.8。

Al：0.01～0.35％

Al是作为脱氧剂而发挥作用的元素。此外，Al作为AlN析出而抑 制奥氏体粒(austenite grain)的生长，有助于确保韧性。此外，Al与 Si、Mn相比与O(氧)的亲和力强，以固溶于2MnO·SiO₂(Tephroite) 等Mn-Si系共晶氧化物的形式形成氧化物。Al的含量小于0.01％时， 脱氧能力(deoxidation ability)不足，钢的洁净度(cleanness)下降， 夹杂物(氧化物)容易残留于电阻焊焊接部，电阻焊焊接部中存在的夹 杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al等的合计 容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接部的韧性和耐HIC性下降。另一 方面，若大于0.35％而大量地含有Al，则共晶氧化物中的Al浓度变高， 氧化物的熔点与钢水温度相比变高，氧化物容易残留于电阻焊焊接部。 因此，电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹 杂物所含的Si、Mn、Al等的合计容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接 部的韧性、耐HIC性下降。由此，将Al的含量限定于0.01～0.35％的 范围内。另外，优选为0.03～0.08％。

上述成分为基本成分。本发明的电阻焊钢管除含有这些基本成分以 外，可以根据需要而选择地含有选自Ca：0.0001～0.0040％，和/或Cr： 0.01～1.09％，和/或Cu：0.01～0.35％、Mo：0.01～0.25％、Ni：0.01～ 0.20％、B：0.001～0.0030％中的1种或2种以上，和/或选自Nb：0.001～ 0.060％、V：0.001～0.060％、Ti：0.001～0.080％中的1种或2种以上。

Ca：0.0001～0.0040％

Ca具有将钢中的硫化物(sulfide)形态控制(morphology control) 成球状的作用，使钢管的电阻焊焊接部附近的耐氢脆性(hydrogen  embrittlement resistance)和韧性提高。在含有0.0001％以上的Ca时可 看到这种效果。若Ca的含量大于0.0040％，则Ca与O的亲和力强， 因此氧化物中的Ca浓度增加，氧化物的熔点与钢水温度相比变高，氧 化物的生成量增加，氧化物容易残留于电阻焊焊接部。因此，电阻焊焊 接部中存在的夹杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、 Mn、Al、Ca等的合计容易大于16ppm而变高，电阻焊焊接部的韧性、 耐HIC性下降。由此，含有Ca时，将Ca的含量优选限定于0.0001～ 0.0040％的范围内。另外，更优选为0.0002～0.0035％。

Cr：0.01～1.09％

Cr与Mn同样是通过固溶强化和相变强化而有助于增加钢管的强 度的元素。此外，Cr在电阻焊焊接部与Fe相比与O(氧)的亲和力强， 形成氧化物。Cr的含量为0.01％以上时可看到这种效果。另一方面， 若Cr的含量大于1.09％，则氧化物中的Cr浓度增加，氧化物的熔点 与钢水温度相比变高，氧化物的生成量增加，氧化物容易残留于电阻焊 焊接部。因此，电阻焊焊接部中存在的夹杂物中，等效圆直径8μm以 上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Cr等的合计容易大于16ppm而变高， 电阻焊焊接部的韧性、耐HIC性下降。由此，含有Cr时，将Cr的含 量优选限定于0.01～1.09％的范围内。另外，更优选为0.02～0.99％。

选自Cu：0.01～0.35％、Mo：0.01～0.25％、Ni：0.01～0.20％、B： 0.0001～0.0030％中的1种或2种以上

Cu、Mo、Ni和B均是用于实现耐氢脆性的提高和钢管强度的增加 而含有的元素。应予说明，钢管强度是指拉伸强度TS和屈服应力YS。 本发明的电阻焊钢管可以根据需要而含有上述元素。这种效果通过满足 Cu的含量为0.01％以上、Mo的含量为0.01％以上、Ni的含量为0.01％ 以上、B的含量为0.0001％以上中的任一者而变得显著。另一方面，若 满足Cu的含量大于0.35％、Mo的含量大于0.25％、Ni的含量大于 0.20％、B的含量大于0.0030％中的任一者，则通过含有上述元素而得 到的效果饱和，无法期待与含量相符的效果，在经济上变得不利。由此， 含有上述元素时，优选分别限定于Cu的含量为0.01～0.35％、Mo的含 量为0.01～0.25％、Ni的含量为0.01～0.20％、B的含量为0.0001～ 0.0030％的范围内。另外，更优选Cu的含量为0.05～0.29％、Mo的含 量为0.05～0.21％、Ni的含量为0.02～0.16％、B的含量为0.0005～ 0.0020％。

选自Nb：0.001～0.060％、V：0.001～0.060％、Ti：0.001～0.080％ 中的1种或2种以上

Nb、V和Ti均是主要形成碳化物(carbide)，通过析出强化 (precipitation strengthening)使钢管的强度增加的元素。本发明的电 阻焊钢管可以根据需要而含有上述元素。这种效果通过满足Nb的含量 为0.001％以上、V的含量为0.001％以上、Ti的含量为0.001％以上中 的任一者而变得显著。另一方面，若满足Nb的含量大于0.060％、V的 含量大于0.060％、Ti的含量大于0.080％中的任一者，则未固溶的大型 的碳氮化物(carbonitride)残留于电阻焊焊接部，使电阻焊焊接部的 韧性下降。因此，含有上述元素时，优选分别限定于Nb的含量为0.001～ 0.060％、V的含量为0.001～0.060％、Ti的含量为0.001～0.080％的范 围内。另外，更优选Nb的含量为0.005～0.050％、V的含量为0.005～ 0.050％、Ti的含量为0.005～0.040％。

剩余部分为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，容许P： 0.020％以下、S：0.005％以下、N：0.005％以下、O：0.003％以下。

进而，本发明的电阻焊钢管具有电阻焊焊接部，该电阻焊焊接部具 有上述组成并具有拉伸强度TS：434MPa以上，且电阻焊焊接部中存在 的夹杂物中，等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca 和Cr的合计量相对于包含基体钢的电阻焊焊接部总量以质量％计为 16ppm以下。

本发明的电阻焊钢管的电阻焊焊接部中，电阻焊焊接时生成的氧化 物的粘度低且氧化物的熔点为钢水温度以下。此外，上述电阻焊焊接部 中，在该电阻焊焊接部中存在的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含 的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量为16ppm以下。若等效圆直径为8μm 以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计量大于16ppm而变 多，则电阻焊焊接部的耐HIC性和低温韧性下降。

应予说明，电阻焊焊接部中存在的等效圆直径为8μm以上的夹杂物 所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量是由以下方式得到的值。从该 电阻焊钢管，以电阻焊焊接部为中心，采集宽度为2mm的电解提取用 板状试验片(plate specimen for electrolytic extraction)，使电解液 (electrolytic solution)为10％AA液，从上述试验片电解提取夹杂物， 将得到的电解提取物(夹杂物)用孔径为8μm的网(mesh)的过滤器 (filter)过滤。接着，将经过滤的电解提取物(electrolytic extract)(等 效圆直径为8μm以上的夹杂物)进一步碱熔融(alkali fusion)，实施 ICP分析(Inductively Coupled Plasma analysis)，分析夹杂物中所含的 Si、Mn、Al、Ca和Cr，导出等效圆直径8μm以上的夹杂物中的Si、 Mn、Al、Ca和Cr的合计含量。应予说明，将电阻焊钢管中不含的元 素设为零而进行处理。

接着，对本发明的电阻焊钢管的制造方法进行说明。

将具有上述组成的钢原料(钢坯(slab))加热，热轧而制成规定厚 度的钢带(热轧钢带)。将得到的钢带切分(slitting)为规定宽度后， 本发明中，对该钢带连续地施行辊轧成型而制成大致圆筒形状的开管。 然后，将该开管的对接部附近加热至熔点以上，进行以挤压辊压接的电 阻焊焊接而形成电阻焊焊接部，制成电阻焊钢管。

另外，辊轧成型中，优选利用排辊方式(cage roll forming process) 的成型。利用排辊方式的辊轧成型是指将被称为排辊的小型辊排列于成 为管外面的一侧，顺利地成型的方式的辊轧成型。利用排辊方式的辊轧 成型中，优选为CBR方式的辊轧成型(chance-free bulge roll forming  process)。CBR方式的辊轧成型是将钢带的两边缘部利用边缘弯曲辊预 先成型后，利用中心弯曲辊(center bending roll)和排辊，将钢带中央 部弯曲成型，制成纵长的椭圆形的管坯，接着，暂时利用精加工辊将管 圆周方向的4处过度弯曲(over bending)后，通过缩径轧制(reducing  rolling)，进行管侧部的延伸成型(stretch forming)和过度弯曲部的弯 曲回复成型(bend and return forming)而制成圆形管坯的成型方法(参 照川崎制铁技报，vol.32(2000)，p49～53)。利用该方式的成型，可以 将成型时对带板(钢带)附加的变形(strain)抑制为最小限度，可以 抑制因加工固化(work hardening)所致的材料特性(material  characteristic)变差。另外，辊轧成型也可以是利用粗加工方式 (break-down method)的成型。

本发明中，优选将钢带连续地辊轧成型而制成大致圆筒形状的开管 时，对热轧钢带的宽度方向的两端面赋予锥形坡口(锥形形状的坡口)。 优选在辊轧成型时通过使用精加工辊的成型对钢带的宽度端部赋予坡 口。赋予的锥形坡口优选为锥形开始位置与成为管外面的表面(管外面 侧的锥形结束位置(ending location of taper))在热轧钢带的板厚方向的 距离(图3中的a)、和锥形开始位置与成为管内面的表面(管内面侧的 锥形结束位置)在热轧钢带的板厚方向的距离(图3中的b)的和为热 轧钢带板厚(钢带厚度)的2～80％的锥形坡口。

锥形开始位置与成为管外面的表面在热轧钢带板厚方向的距离(图 3中的a)、和锥形开始位置与成为管内面的表面在热轧钢带板厚方向的 距离(图3中的b)的和(图3中的a+b)为钢带厚度的2～80％时， 钢带的上下端部的过度加热(over heating)被抑制，且在电阻焊焊接 前形成的氧化物伴随着压接在钢带的上下流动且排出。由此，与未设置 锥形的情况相比，电阻焊焊接部的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所 含的Si、Mn和Al等的合计量相对于包含基体钢的宽度为2mm的电阻 焊焊接部总量以质量ppm计约下降5ppm。

应予说明，赋予的坡口的形状与由以下(1)式定义的易氧化度f_oxy相关，例如优选设为图3中示出的一个例子的形状。

f_oxy＝Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca····(1)

(这里，Mn、Si、Cr、Al和Ca：各元素的含量(质量％))

此外，图3所示的平均倾斜角(average tilt angle)α(°)优选设为 与钢水的易氧化度f_oxy相关且设为满足下述(2)式的角度。

10×log(f_oxy)≤α≤40×log(f_oxy)····(2)

通过形成具有该范围的平均倾斜角α的锥形部，钢带的端部的过热 被抑制，且形成的夹杂物(氧化物)伴随着压接在钢带的上下方向排出。 因此，电阻焊焊接部中存在的等效圆直径为8μm以上的夹杂物中的Si、 Mn和Al等的合计量为16ppm以下。另外，对于平均倾斜角α偏离(2) 式的锥形部而言，氧化物的排出促进的效果较弱。此外，锥形部不限定 于直线，也可以是任意的曲线。

本发明中，以电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度成为2泊以下的方 式，调整电阻焊焊接时的气氛中的氧浓度和/或电阻焊焊接时从因加热 所致的熔融开始至压接为止的时间。

调整电阻焊焊接时的气氛中的氧浓度时，与由以下(1)式定义的 钢水的易氧化度f_oxy相关且将氧浓度调整至1000/f_oxy体积ppm以下。

f_oxy＝Mn+10(Si+Cr)+100Al+1000Ca····(1)

(这里，Mn、Si、Cr、Al、Ca：各元素的含量(质量％))

减少电阻焊焊接的气氛中的氧浓度的方法没有特别的限定。例如， 考虑以箱型结构密封(sealing)电阻焊焊接部，供给非氧化性气体 (non-oxidizing gas)的方法。另外，为了较低地保持气氛的氧浓度， 重要的是以3层等的多层结构(multilayer structure)的喷嘴(nozzle) 进行非氧化性气体的供给，使得气体成为层流(laminar airflow)。氧浓 度的测定优选使用氧浓度计(oxygen meter)在电阻焊焊接部附近进行。 另一方面，若电阻焊焊接时的气氛中的氧浓度以体积％计大于 (1000/f_oxy)ppm而变高，则电阻焊焊接时生成的氧化物的量变多，存 在于电阻焊焊接部的等效圆直径为8μm以下的夹杂物中的Si、Mn、Al、 Ca、Cr的合计含量大于16ppm而变多，耐HIC性和低温韧性下降。 因此，调整电阻焊焊接时的气氛氧浓度时，调整至以体积％计为 (1000/f_oxy)ppm以下。

此外，本发明中，调整电阻焊焊接时从因加热所致的熔融开始至压 接为止的时间时，优选钢带宽度方向的端面从熔融开始至压接为止的时 间设为0.2秒～4秒。电阻焊焊接时从因加热所致的熔融开始至压接为 止的时间小于0.2秒时，钢水温度变低，氧化物的粘度无法成为2泊以 下，因此生成的氧化物容易残留于电阻焊焊接部。另一方面，若电阻焊 焊接时从因加热所致的熔融开始至压接为止的时间大于4秒，则生成的 氧化物变多，进而氧化物中的熔融硅酸盐量(amount of molton秒 ilicate)变多，生成的氧化物容易残留于电阻焊焊接部。因此，优选将 电阻焊焊接时从因加热所致的熔融开始至压接为止的时间设为0.2～4 秒的范围。另外，电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度进一步优选为1泊 以下。此外，电阻焊焊接时从因加热所致的熔融开始至压接为止的时间 为0.4～3秒。

接着，对以上述方法得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部施行在线 (online)的热处理。

电阻焊焊接部的韧性除存在于电阻焊焊接部的夹杂物(氧化物)以 外，还受到基底相(母材matrix)的影响。本发明中，优选在线施行如 下热处理(加热-冷却处理)：在电阻焊焊接后，在电阻焊焊接部的厚度 方向的平均温度为720～1070℃的范围的条件下加热电阻焊焊接部，其 后，空气冷却或水冷至500℃以下的温度区域。对于在线的热处理的方 法，没有必要特别的限定，优选设为感应加热(induction heating)。由 此，电阻焊焊接部的低温韧性提高。加热温度小于720℃时，残留电阻 焊焊接时的骤冷组织(quenched structure)(硬质组织)，因此低温韧 性的提高较少。另一方面，若大于1070℃而成为高温，则晶粒(grain) 粗大化，反过来低温韧性下降。应予说明，热处理时的优选的厚度方向 的平均加热温度为770～1020℃。

在上述热处理的基础上，还可以进一步进行加热至小于720℃的温 度且空气冷却的回火处理(tempering)(热处理：加热-冷却处理)。通 过该回火处理(加热-冷却处理)，电阻焊焊接部的低温韧性进一步提高。

以下，基于实施例进一步对本发明进行说明。

实施例

将表1所示的组成的钢原料(钢坯：厚度250mm)加热至1260℃， 均热90min后，施行粗轧(rough rolling)，以精轧结束温度(finish rolling  temperature)：850℃、卷取温度(coiling temperature)：580℃施行精 轧，得到热轧钢带(板厚19.1mm)。

将这些热轧钢带切分为规定的宽度，在表2所示的条件下连续地施 行辊轧成型而制成大致圆筒形状的开管后，将该开管的对接部附近加热 至熔点以上，在表2所示的条件下进行以挤压辊压接的电阻焊焊接而形 成电阻焊焊接部，制成电阻焊钢管(外径：304.8mmφ)。

另外，辊轧成型中，使用精加工辊，将表2所示的平均倾斜角α°的锥 形部形成于外表面侧和内表面侧。另外，锥形部的形成位置是分别从外表 面和内表面相对于总厚的比例为20～40％(外表面侧对应于图3的“a”， 内表面侧对应于图3的“b”)。另外，一部分电阻焊钢管不形成锥形部。

另外，在一部分中，在电阻焊焊接时进行使用喷嘴数量为3的喷嘴 吹入N₂气体而将气氛的氧浓度减少至以体积％计30～65ppm的电阻焊 焊接时的气氛调整。另外，对于除此以外的电阻焊钢管，设为在大气中 的气氛的原样。另外，电阻焊焊接部的氧浓度是将氧浓度计的探头 (probe)靠近电阻焊焊接部的最近处而测定。

此外，在电阻焊焊接后，如表2所示的以在线的高频加热装置 (radio-frequency heating apparatus)进行电阻焊焊接部的加热-冷却处 理(热处理)(焊缝QT)。另外，将冷却设为水冷。在一部分中，施行 以在线的高频加热装置进一步加热至500℃而进行空气冷却的加热冷却 处理(热处理：回火处理)。

另外，使用(1)式，由电阻焊焊接时生成的氧化物组成求出电阻 焊焊接时生成的氧化物的粘度(温度：1550℃)，并记于表2。

此外，图4中表示对氧化物组成造成影响的热轧钢板的组成(Mn/Si) 与从钢板端部的熔融开始至压接为止的时间的关系。

对于得到的电阻焊钢管，首先测定电阻焊焊接部所含的等效圆直径 为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量。此外， 从得到的电阻焊钢管的母材部采集拉伸试验片，实施拉伸试验，求出母 材的拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS)。此外，从得到的电阻焊 钢管的电阻焊焊接部采集试验片，评价电阻焊焊接部的耐HIC性、低 温韧性和断裂韧性。试验方法如下所述。

(1)电阻焊焊接部所含的等效圆直径为8μm以上的夹杂物中所含 的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计量的测定

从得到的电阻焊钢管以电阻焊焊接部为中心采集宽度为2mm的电 解提取用板状试验片。将这些板状试验片在10％AA液中进行电解处理， 将夹杂物进行电解提取。将得到的电解提取物(夹杂物)用孔径为8μm 以下的网的过滤器过滤。接着，将经过滤的电解提取物(等效圆直径为 8μm以上的夹杂物)进一步碱熔融，实施ICP分析，分析夹杂物中所 含的Si、Mn、Al、Ca和Cr。将这些元素的合计量作为等效圆直径为8μm 以上的夹杂物中的Si、Mn、Al、Ca和Cr的合计含量，以相对于含有 基体钢的电阻焊焊接部总量的质量％表示。应予说明，将电阻焊钢管中 不含的元素设为零而进行处理。

(2)拉伸试验

从得到的电阻焊钢管的母材部以管轴方向为拉伸方向的方式按照 JIS Z 2201的标准采集JIS 12C号试验片(弧状拉伸试验片)，按照JIS Z 2241的标准实施拉伸试验，求出拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度 TS)。

(3)夏比冲击试验

从得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部按照JIS Z 2242的标准以电阻 焊焊接部为中心在管圆周方向采集夏比冲击试验片(V形缺口试验片： 管厚度的小尺寸试验片)。应予说明，缺口是通过蚀刻确认的，且作为 电阻焊焊接部中心。使用所得到的夏比冲击试验片(V形缺口试验片) 实施冲击试验，求出吸收能量。试验温度设为-60℃，对各3片进行试 验，将其算术平均值作为各电阻焊钢管的电阻焊焊接部的吸收能量值。

(4)CTOD试验

从得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部按照WES 1108(1995)的标 准采集CTOD试验片，在电阻焊焊接部的中央导入疲劳预龟裂(fatigue  precrack)，在试验温度：-20℃实施3点弯曲试验，求出产生脆性龟裂 (brittle crack)为止的龟裂顶端开口位移(CTOD)值，评价电阻焊焊 接部的断裂韧性(fracture toughness)。

(5)耐HIC性试验

从得到的电阻焊钢管的电阻焊焊接部以试验片长度方向为管轴方 向且电阻焊焊接部的L断面为宽度方向的中央的方式提取HIC试验片 (大小：10mm厚度×20mm宽度×100mm长度)，实施HIC试验。HIC 试验是将试验片在NACE TM0284标准的Solution A液 (0.5％CH₃COOH+5％NaCl+饱和H₂S)中进行200h浸渍的试验。浸 渍后，对电阻焊焊接部的L断面进行超声波探伤，通过图像处理求出裂 纹部的面积率(CAR)。

将得到的结果示于表3。

[表1]

[表2]

[表3]

[表3]

*等效圆直径这8μm以上的夹杂物含的Si、Ml、Ca、Cr的合计量

本发明例均为：电阻焊焊接时生成的氧化物的粘度为2泊以下，电 阻焊焊接部的等效圆直径为8μm以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca、 Cr的合计为16ppm以下，示出拉伸强度TS：434MPa以上的高母材强 度，电阻焊焊接部在NACE Solution A溶液环境下的200h浸渍后的 CAR为3％以下，且电阻焊焊接部在-60℃的夏比冲击试验的吸收能量 vE_-60大于120J，CTOD值为0.3mm以上。因此，本发明例成为具有优 异的耐HIC特性、低温韧性、断裂韧性值的电阻焊钢管。另一方面， 偏离本发明范围的比较例中，拉伸强度TS小于434MPa，或电阻焊焊 接时生成的氧化物的粘度大于2泊而电阻焊焊接部的等效圆直径为8μm 以上的夹杂物所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计大于16ppm，或电 阻焊焊接部在NACE Solution A溶液环境下的浸渍200h后的CAR大于 3％，或电阻焊焊接部在-60℃的夏比冲击试验的吸收能量vE_-60小于 120J，或在-20℃的CTOD值小于0.3mm。因此，比较例无法确保所需 的特性。

从因加热所致的熔融开始至压接为止的时间偏离了优选范围的比 较例(电阻焊钢管No.6、No.7、No.16、No.17)中，电阻焊焊接时生成 的氧化物的粘度大于2泊，电阻焊部的等效圆直径为8μm以上的夹杂 物所含的Si、Mn、Al、Ca、Cr的合计大于16ppm，NACE Solution A 溶液环境下的浸渍200h后的CAR大于3％，vE_-60小于120J，CTOD 值小于0.3mm。如此，比较例(电阻焊钢管No.6、No.7、No.16、No.17) 无法确保所需的特性。此外，C量低于本发明范围而偏离该范围的比较 例(电阻焊钢管No.26)中，拉伸强度TS小于434MPa，无法确保规定 的强度。C、Si、Mn、Al、Ca、Cr含量中的任一者高于本发明范围而 偏离该范围的比较例(电阻焊钢管No.27、No.29、No.31、No.33、No.34、 No.35)均为在NACE Solution A溶液环境下的浸渍200h后的CAR大 于3％，vE_-60小于120J，CTOD值小于0.3mm。如此，比较例(电阻 焊钢管No.27、No.29、No.31、No.33、No.34、No.35)无法确保所需的 特性。此外，Si、Mn、Al含量中的任一者低于本发明范围而偏离该范 围的比较例(电阻焊钢管No.28、No.30、No.32)均为在NACE Solution  A溶液环境下的浸渍200h后的CAR大于3％，vE_-60小于120J，CTOD 值小于0.3mm。如此，比较例(电阻焊钢管No.28、No.30、No.32)无 法确保所需的特性。