JP2015017287A - 低温破壊靭性に優れたラインパイプ用厚肉電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】API X52級以上の高強度と、高靭性を有するラインパイプ用厚肉電縫鋼管を提供する。
【解決手段】質量％で、C：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.30％、Mn：0.80〜2.00％、Nb：0.010〜0.100％を含み、炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成と、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織とを有し、降伏強さ：52ksi以上、破面遷移温度vＴrsが−45℃以下の厚肉熱延鋼板を素材とし、電縫部を誘導加熱し、ついで電縫部熱処理を施し、電縫部をベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなり、かつ肉厚方向各位置で最粗粒位置での平均結晶粒径と最細粒位置での平均結晶粒径との比が2.0以下となる組織とする。これにより、電縫部においても高靭性を有する厚肉電縫鋼管となる。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、C：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.30％、Mn：0.80〜2.00％、Nb：0.010〜0.100％を含み、炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成と、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織とを有し、降伏強さ：52ksi以上、破面遷移温度vＴrsが−45℃以下の厚肉熱延鋼板を素材とし、電縫部を誘導加熱し、ついで電縫部熱処理を施し、電縫部をベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなり、かつ肉厚方向各位置で最粗粒位置での平均結晶粒径と最細粒位置での平均結晶粒径との比が2.0以下となる組織とする。これにより、電縫部においても高靭性を有する厚肉電縫鋼管となる。
【選択図】なし
Description
本発明は、ラインパイプ用電縫鋼管に係り、とくにAPI X52〜X80級の高強度を有し、母材部、電縫部ともに高靭性である厚肉電縫鋼管に関する。なお、ここでいう「厚肉」とは、肉厚：20mm以上である場合をいうものとする。
近年、深海の油田、ガス田の開発に伴い、海底パイプライン用や油井管用として、高強度厚肉鋼管が強く望まれている。しかも、北海、アラスカ等の寒冷地向け鋼管では、電縫管の溶接部の低温信頼性、とくに低温での脆性破壊発生抵抗が強く求められる。
電縫鋼管の溶接部（電縫部）は、溶接時の急速加熱、急速冷却により、通常、母材部に比べて強度（硬さ）が高くなり靭性が低下する。このような電縫部での問題に対し、最近では、溶接（電縫溶接）後に、インラインで電縫部（溶接部）に、加熱・冷却を施して、電縫溶接部の組織を改善し、電縫溶接部の靭性を母材並みに回復（向上）させる技術が提案されている。
電縫鋼管の溶接部（電縫部）は、溶接時の急速加熱、急速冷却により、通常、母材部に比べて強度（硬さ）が高くなり靭性が低下する。このような電縫部での問題に対し、最近では、溶接（電縫溶接）後に、インラインで電縫部（溶接部）に、加熱・冷却を施して、電縫溶接部の組織を改善し、電縫溶接部の靭性を母材並みに回復（向上）させる技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、C：0.05〜0.20％、Si：0.3％以下、Mn：0.50〜2.00％を基本成分とし、Nb：0.01〜0.10％、V：0.01〜0.10％、Ti：0.01〜0.05％のうちの１種または２種以上を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる電縫鋼管の電縫溶接部を850〜1000℃に加熱した後、Ar３変態点以上から冷却速度30℃/s超100℃/s以下で急速冷却し、（Ar１−30℃）〜（Ar１−100℃）で冷却を停止し、その後、弱冷却する、低温靭性に優れた電縫鋼管の製造方法が記載されている。これにより、電縫部の靭性を、冷却後の再加熱（焼戻）を施すこともなく、母材と同等レベルの優れた靭性とすることができるとしている。
また、特許文献２には、C：0.10％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.4〜1.6％、Nb：0.01〜0.08％、Ti：0.01〜0.07％、V：0.005〜0.07％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分系を有する電縫鋼管の溶接部（電縫部）を850〜1050℃に加熱し、冷却速度5〜20℃/sで冷却し、あるいはさらに550℃以下に加熱して冷却する焼戻を施す、高靭性電縫鋼管の製造方法が記載されている。これにより、電縫部が、母材と同等レベルの高強度と高靭性とを兼備することができるとしている。
また、特許文献３には、厚肉電縫鋼管の熱処理方法が記載されている。特許文献３に記載された技術は、厚肉電縫鋼管の溶接部を、高周波誘導加熱装置により連続的に熱処理するに際し、第１回目の加熱で溶接部内面の温度が（Ar３点＋50℃）以上となるように加熱し、ついで水冷または空冷によって外面温度が被加熱材のベイナイト変態終了温度以下まで冷却したのち、第２回目の加熱でAc３変態域が第１回目の加熱・冷却によるベイナイト変態の発生域を完全にカバーし得る温度で、かつベイナイト組織が発生する温度以下に加熱する、厚肉電縫鋼管の熱処理方法である。これにより、複雑で処理時間の長い工程を付加することなく、加工性、靭性ならびに耐食性に優れた溶接部を有する厚肉電縫鋼管を製造できるとしている。
しかしながら、特許文献１、２に記載された技術では、加熱のために更なる設備の増強なしに、インライン処理で、内厚20mmを超える厚肉電縫鋼管の電縫部を、高強度でかつ高靭性を有する電縫部とすることができないという問題があり、経済的に不利となるという問題があった。また、肉厚が20mmを超える厚肉電縫鋼管で、特許文献１に記載されたような30℃／ｓ超100℃／ｓ以下の冷却速度を、肉厚方向全域で確保することが困難になるという問題がある。また、肉厚が20mmを超える厚肉電縫鋼管を、特許文献２に記載されたような5〜20℃／ｓの冷却速度で冷却すると、電縫部にフェライト＋パーライト組織が生成しやすく、電縫部の強度が低下しやすいという問題がある。
また、特許文献３には、比較的厚い、肉厚16.0mmの例が記載されているだけで、肉厚20mmを超えるような厚肉電縫鋼管についての言及はない。さらに、特許文献３に記載された技術では、加熱処理を２回施すなど複雑な工程を必要としている。特許文献３に記載された技術を、肉厚20mmを超える厚肉電縫鋼管に適用する場合には、Ac３変態域が第１回目の加熱・冷却によるベイナイト変態の発生域を完全にカバーし得る温度まで、再度、加熱する加熱処理を施すなど、複雑な工程を必要とし、多数の加熱装置と長い加熱帯、さらには長い冷却帯を必要とするなど、経済的に不利となる問題があった。また、特許文献３に記載された技術では、更なる加熱設備等の増強なしには、インライン処理で、製管速度を低下させることなく、内厚20mmを超える厚肉電縫鋼管の電縫部を、高強度でかつ高靭性を有する電縫部とする熱処理を施すことができないという問題があった。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、ラインパイプ用として、API X52〜X80級の高強度を有し、かつ母材部、電縫部がともに高靭性を有するラインパイプ用厚肉電縫鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明では、とくに、焼戻を行うことなく１段の電縫部熱処理で、電縫部を高靭性化することを指向する。なお、ここでいう「厚肉」とは、肉厚：20mm以上である場合をいうものとする。またここでいう「高靭性」とは、CTOD試験における試験温度：−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である場合をいうものとする。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、まず、肉厚20mmを超える厚肉電縫鋼管の電縫部靭性に及ぼす各種要因の影響について、鋭意研究を行った。
その結果、電縫部靭性をCTOD試験で評価する場合には、電縫部を高靭性化するために電縫部肉厚全域を靭性に富む組織とする必要があることに想到し、電縫部を、焼戻処理を行うことなく１段の熱処理で高靭化するためには、電縫部全域でベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織を１段の熱処理で確保する必要があること、マルテンサイト相あるいはパーライトが混入した組織では、焼戻処理なしで、高靭性を確保することができないことに思い至った。そのため、冷却条件を図２に示すように、電縫部全域でマルテンサイトあるいはパーライトが生成する領域を避け、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相が生成する領域を通過するように制御冷却を行う必要があることに想到した。
その結果、電縫部靭性をCTOD試験で評価する場合には、電縫部を高靭性化するために電縫部肉厚全域を靭性に富む組織とする必要があることに想到し、電縫部を、焼戻処理を行うことなく１段の熱処理で高靭化するためには、電縫部全域でベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織を１段の熱処理で確保する必要があること、マルテンサイト相あるいはパーライトが混入した組織では、焼戻処理なしで、高靭性を確保することができないことに思い至った。そのため、冷却条件を図２に示すように、電縫部全域でマルテンサイトあるいはパーライトが生成する領域を避け、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相が生成する領域を通過するように制御冷却を行う必要があることに想到した。
インラインでの電縫部熱処理は、設備的制約から一般的に、高周波加熱等の加熱装置を用いて管外面から加熱し、水等を用いた冷却装置（水冷装置）を用いて管外面から冷却する方法で行われている。そのため、加熱の際に、管の肉厚方向に温度分布が生じ、肉厚方向に粒径分布が生じるのは避けられない。
そこで、本発明者らは、このような制約された条件下で、電縫部の靭性に及ぼす各種要因について、鋭意研究した。その結果、電縫鋼管の管外面、管内面の加熱温度および冷却速度を適正範囲内に厳密に調整して、電縫部熱処理を施せば、電縫部全域をベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織とすることができ、さらに肉厚方向で最も粗粒な位置の平均結晶粒径（最粗粒位置の平均結晶粒径）と肉厚方向で最も細粒な位置の平均結晶粒径（最粒位置の平均結晶粒径）との比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、が2.0以下となる均一な組織とすることができ、１段の熱処理（１段の加熱冷却処理）で肉厚が20mmを超える電縫鋼管電縫部を高靭性化することができることを知見した。（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）が、2.0を超えて大きくなると、粗粒である部位が脆性亀裂の起点となりやすくなるため、靭性が低下し、所望の高靭性を確保できなくなる。
そこで、本発明者らは、このような制約された条件下で、電縫部の靭性に及ぼす各種要因について、鋭意研究した。その結果、電縫鋼管の管外面、管内面の加熱温度および冷却速度を適正範囲内に厳密に調整して、電縫部熱処理を施せば、電縫部全域をベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織とすることができ、さらに肉厚方向で最も粗粒な位置の平均結晶粒径（最粗粒位置の平均結晶粒径）と肉厚方向で最も細粒な位置の平均結晶粒径（最粒位置の平均結晶粒径）との比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、が2.0以下となる均一な組織とすることができ、１段の熱処理（１段の加熱冷却処理）で肉厚が20mmを超える電縫鋼管電縫部を高靭性化することができることを知見した。（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）が、2.0を超えて大きくなると、粗粒である部位が脆性亀裂の起点となりやすくなるため、靭性が低下し、所望の高靭性を確保できなくなる。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）厚肉熱延鋼板を素材とし、造管された、母材部と電縫部とからなる厚肉電縫鋼管であって、前記母材部が、質量％で、C：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.30％、Mn：0.80〜2.00％、Nb：0.010〜0.100％を含み、次（１）式
Ｃeq（％）＝C＋Mn/6＋（Cr＋Mo＋V）/5＋（Cu＋Ni）/15 ‥‥（１）
（ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成と、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織とを有し、降伏強さ：360MPa以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vＴrsが−45℃以下である高靭性とを有し、前記電縫部が、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなり、かつ、肉厚方向各位置で最も粗粒な位置での平均結晶粒径と肉厚方向で最も細粒な位置における平均結晶粒径との比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、が2.0以下となる組織を有し、前記電縫部が、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性を有することを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）厚肉熱延鋼板を素材とし、造管された、母材部と電縫部とからなる厚肉電縫鋼管であって、前記母材部が、質量％で、C：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.30％、Mn：0.80〜2.00％、Nb：0.010〜0.100％を含み、次（１）式
Ｃeq（％）＝C＋Mn/6＋（Cr＋Mo＋V）/5＋（Cu＋Ni）/15 ‥‥（１）
（ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成と、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織とを有し、降伏強さ：360MPa以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vＴrsが−45℃以下である高靭性とを有し、前記電縫部が、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなり、かつ、肉厚方向各位置で最も粗粒な位置での平均結晶粒径と肉厚方向で最も細粒な位置における平均結晶粒径との比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、が2.0以下となる組織を有し、前記電縫部が、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性を有することを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
（２）（１）において、前記組成が、質量％で、C：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.30％、Mn：0.80〜2.00％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Nb：0.010〜0.100％、Ti：0.001〜0.025％、Al：0.01〜0.08％、Ca：0.0005〜0.0050％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、前記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成であることを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
（３）（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記最細粒位置の平均結晶粒径が、10μm以下であることを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記最細粒位置の平均結晶粒径が、10μm以下であることを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
（５）厚肉電縫鋼管を出発素材とし、該厚肉電縫鋼管の電縫部にインラインで電縫部熱処理工程を施す厚肉電縫鋼管の製造方法であって、出発素材である前記厚肉電縫鋼管が、質量％で、C：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.30％、Mn：0.80〜2.00％、Nb：0.010〜0.100％を含み、次（１）式
Ｃeq（％）＝C＋Mn/6＋（Cr＋Mo＋V）/5＋（Cu＋Ni）/15 ‥‥（１）
（ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成と、肉厚方向の各位置でベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織とを有し、降伏強さ：360MPa以上の高強度と、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性とを有する高強度厚肉電縫鋼管とし、
前記電縫部熱処理工程を、前記電縫部の内厚方向各位置の温度が830〜1150℃の範囲の温度となるように加熱する電縫部加熱処理と、ついで、電縫部肉厚方向各位置で平均冷却速度が10〜70℃／ｓの範囲となるように550℃以下の冷却停止温度まで冷却する電縫部冷却処理とを行う工程とし、前記電縫部が、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性を有することを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
Ｃeq（％）＝C＋Mn/6＋（Cr＋Mo＋V）/5＋（Cu＋Ni）/15 ‥‥（１）
（ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成と、肉厚方向の各位置でベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織とを有し、降伏強さ：360MPa以上の高強度と、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性とを有する高強度厚肉電縫鋼管とし、
前記電縫部熱処理工程を、前記電縫部の内厚方向各位置の温度が830〜1150℃の範囲の温度となるように加熱する電縫部加熱処理と、ついで、電縫部肉厚方向各位置で平均冷却速度が10〜70℃／ｓの範囲となるように550℃以下の冷却停止温度まで冷却する電縫部冷却処理とを行う工程とし、前記電縫部が、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性を有することを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
（６）（５）において、前記電縫部熱処理工程を、前記厚肉電縫鋼管の外面側に配置した誘導加熱装置と水冷装置とを用いて行う処理とし、前記電縫部加熱処理が管外表面温度で1150℃以下、管内表面温度で830℃以上となるように加熱する処理であり、前記電縫部冷却処理が、管外表面で、800〜500℃間の平均冷却速度が70℃／ｓ以下となり、管内表面で750〜650℃間の平均冷却速度が10℃／ｓ以上となるように冷却する処理であることを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
（７）（６）において、前記水冷装置を、冷却水を用いて冷却する装置とし、該冷却水の水量密度を1.2〜5.0m３／m２minとし、かつ前記冷却水の冷却幅を前記電縫部中心を中心位置として円周方向に±50mm以上とすることを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成が、質量％で、C：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.30％、Mn：0.80〜2.00％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Nb：0.010〜0.100％、Ti：0.001〜0.025％、Al：0.01〜0.08％、Ca：0.0005〜0.0050％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、前記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成であることを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成が、質量％で、C：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.30％、Mn：0.80〜2.00％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Nb：0.010〜0.100％、Ti：0.001〜0.025％、Al：0.01〜0.08％、Ca：0.0005〜0.0050％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、前記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成であることを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
（９）（８）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
（１０）（５）ないし（９）のいずれかにおいて、前記高強度厚肉電縫鋼管が、高強度厚肉熱延鋼板を素材とし、造管された電縫鋼管であり、前記高強度厚肉熱延鋼板が、前記組成を有する鋼素材に、加熱温度：1100〜1280℃の範囲の温度に加熱する加熱工程と、粗圧延とAr３変態点以上930℃以下の未再結晶温度域での累積圧下率が20％以上となる仕上圧延とからなる熱延工程と、前記仕上圧延終了後、板厚中心位置で平均冷却速度が10〜100℃／ｓの範囲となるように650℃以下の冷却停止温度まで冷却し、コイル状に巻き取る冷却工程とを施して製造されたものであることを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
（１０）（５）ないし（９）のいずれかにおいて、前記高強度厚肉電縫鋼管が、高強度厚肉熱延鋼板を素材とし、造管された電縫鋼管であり、前記高強度厚肉熱延鋼板が、前記組成を有する鋼素材に、加熱温度：1100〜1280℃の範囲の温度に加熱する加熱工程と、粗圧延とAr３変態点以上930℃以下の未再結晶温度域での累積圧下率が20％以上となる仕上圧延とからなる熱延工程と、前記仕上圧延終了後、板厚中心位置で平均冷却速度が10〜100℃／ｓの範囲となるように650℃以下の冷却停止温度まで冷却し、コイル状に巻き取る冷却工程とを施して製造されたものであることを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
本発明によれば、API X52〜X80級（降伏強さYS：360MPa以上705MPa以下）の高強度を有し、かつ母材部、電縫部がともに高靭性を有するラインパイプ用厚肉電縫鋼管を、更なる特別な設備を増強することなく容易に安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、２段階の熱処理を施すことなく、１回の熱処理（加熱と冷却）で電縫部の組織を、全肉厚に亘って靭性に富むベイニティックフェライト相またはベイナイト相とすることができ、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性を容易に確保できるという効果もある。
本発明の厚肉電縫鋼管は、厚肉熱延鋼板を素材とし、好ましくは複数のロールで連続ロール成形し、略円筒形状に成形したのち、電縫溶接する造管工程により電縫鋼管とされた、母材部と電縫溶接部とからなる厚肉電縫鋼管である。
素材である厚肉熱延鋼板は、質量％で、C：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.30％、Mn：0.80〜2.00％、Nb：0.010〜0.100％を含み、さらに好ましくは、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Ti：0.001〜0.025％、Al：0.01〜0.08％、Ca：0.0005〜0.0050％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり
次（１）式
Ｃeq（％）＝C＋Mn/6＋（Cr＋Mo＋V）/5＋（Cu＋Ni）/15 ‥‥（１）
（ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成を有する。
素材である厚肉熱延鋼板は、質量％で、C：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.30％、Mn：0.80〜2.00％、Nb：0.010〜0.100％を含み、さらに好ましくは、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Ti：0.001〜0.025％、Al：0.01〜0.08％、Ca：0.0005〜0.0050％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり
次（１）式
Ｃeq（％）＝C＋Mn/6＋（Cr＋Mo＋V）/5＋（Cu＋Ni）/15 ‥‥（１）
（ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成を有する。
まず、組成限定理由について、説明する。以下、とくに断わらないかぎり質量％は、単に％で記す。
C：0.02〜0.10％
Cは、鋼管の強度増加に大きく寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超える含有は、パーライト、マルテンサイト等の硬質第二相の生成を促進するために靭性の低下を招く。また、0.10％を超えて多量に含有すると、ベイナイト相の強度（硬さ）を過剰に上昇させ、靭性を低下させる。このようなことから、Cは0.02〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.08％である。
C：0.02〜0.10％
Cは、鋼管の強度増加に大きく寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超える含有は、パーライト、マルテンサイト等の硬質第二相の生成を促進するために靭性の低下を招く。また、0.10％を超えて多量に含有すると、ベイナイト相の強度（硬さ）を過剰に上昇させ、靭性を低下させる。このようなことから、Cは0.02〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.08％である。
Si：0.05〜0.30％
Siは、鋼中に固溶して鋼管の強度上昇に寄与するとともに、熱間圧延時のスケールオフ量の低下に寄与する元素である。このような効果を確保するためには、0.05％以上の含有を必要とする。なお、Siは、Mn酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成するが、Siが0.05％未満では、共晶酸化物中のMn濃度が相対的に高くなり共晶酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物が電縫部に残存しやすくなり、電縫部靭性を低下させる。一方、0.30％を超えて含有すると、赤スケールの形成が著しくなり鋼管（鋼板）の外観性状を悪化させるとともに、熱間圧延時の冷却ムラを生じさせ、鋼管（鋼板）材質の均一性を低下させる。また、Siを0.30％を超えて含有すると、共晶酸化物中のSi濃度が相対的に高くなり共晶酸化物の融点が溶鋼温度を超えるとともに、酸化物量が増加し、酸化物が電縫部に残存しやすくなり電縫部靭性を低下させる。このため、Siは0.05〜0.30％に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.25％である。
Siは、鋼中に固溶して鋼管の強度上昇に寄与するとともに、熱間圧延時のスケールオフ量の低下に寄与する元素である。このような効果を確保するためには、0.05％以上の含有を必要とする。なお、Siは、Mn酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成するが、Siが0.05％未満では、共晶酸化物中のMn濃度が相対的に高くなり共晶酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物が電縫部に残存しやすくなり、電縫部靭性を低下させる。一方、0.30％を超えて含有すると、赤スケールの形成が著しくなり鋼管（鋼板）の外観性状を悪化させるとともに、熱間圧延時の冷却ムラを生じさせ、鋼管（鋼板）材質の均一性を低下させる。また、Siを0.30％を超えて含有すると、共晶酸化物中のSi濃度が相対的に高くなり共晶酸化物の融点が溶鋼温度を超えるとともに、酸化物量が増加し、酸化物が電縫部に残存しやすくなり電縫部靭性を低下させる。このため、Siは0.05〜0.30％に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.25％である。
Mn：0.80〜2.00％
Mnは、鋼中に固溶し固溶強化により鋼管の強度増加に寄与させるとともに、焼入れ性向上を介して変態強化により鋼管の強度増加、さらには靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.80％以上の含有を必要とする。Mnは、Si酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成するが、Mnが0.80％未満では、共晶酸化物中のSi濃度が相対的に高くなり、酸化物の融点が溶鋼温度を超えるため酸化物が電縫部に残存しやすくなり、電縫部の靭性低下を招く。一方、Mnが2.00％を超えて多量に含有されると、共晶酸化物中のMn濃度が相対的に高くなり共晶酸化物の融点が溶鋼温度を超えるとともに、酸化物量が増加し、酸化物が電縫部に残存しやすくなり電縫部靭性を低下させる。また、Mnが2.00％を超えて多量に含有されると、過度に焼入れ性が向上し、マルテンサイト相が形成されやすくなり、靭性が低下する。このため、Mnは0.80〜2.00％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.80〜1.80％である。
Mnは、鋼中に固溶し固溶強化により鋼管の強度増加に寄与させるとともに、焼入れ性向上を介して変態強化により鋼管の強度増加、さらには靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.80％以上の含有を必要とする。Mnは、Si酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成するが、Mnが0.80％未満では、共晶酸化物中のSi濃度が相対的に高くなり、酸化物の融点が溶鋼温度を超えるため酸化物が電縫部に残存しやすくなり、電縫部の靭性低下を招く。一方、Mnが2.00％を超えて多量に含有されると、共晶酸化物中のMn濃度が相対的に高くなり共晶酸化物の融点が溶鋼温度を超えるとともに、酸化物量が増加し、酸化物が電縫部に残存しやすくなり電縫部靭性を低下させる。また、Mnが2.00％を超えて多量に含有されると、過度に焼入れ性が向上し、マルテンサイト相が形成されやすくなり、靭性が低下する。このため、Mnは0.80〜2.00％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.80〜1.80％である。
P：0.030％以下
Pは、粒界に偏析する傾向が強く、そのため靭性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、0.030％までは許容できる。このようなことから、Pは0.030％以下に限定した。なお、Pの過剰な低減は精錬時間の長時間化を招き、製造コストの上昇を招くため、0.002％以上とすることが好ましい。
Pは、粒界に偏析する傾向が強く、そのため靭性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、0.030％までは許容できる。このようなことから、Pは0.030％以下に限定した。なお、Pの過剰な低減は精錬時間の長時間化を招き、製造コストの上昇を招くため、0.002％以上とすることが好ましい。
S：0.0050％以下
Sは、鋼中ではMnSを形成し、靭性を低下させる。このため、Sはできるだけ低減することが好ましいが、0.0050％までは許容できる。このようなことから、Sは0.0050％以下に限定した。なお、Sの過剰な低減は精錬時間の長時間化を招き、製造コストの上昇を招くため、0.0002％以上とすることが望ましい。
Sは、鋼中ではMnSを形成し、靭性を低下させる。このため、Sはできるだけ低減することが好ましいが、0.0050％までは許容できる。このようなことから、Sは0.0050％以下に限定した。なお、Sの過剰な低減は精錬時間の長時間化を招き、製造コストの上昇を招くため、0.0002％以上とすることが望ましい。
Nb：0.010〜0.100％
Nbは、鋼板製造時の熱間圧延中にNb炭窒化物として微細に析出し、鋼管素材である鋼板の強度増加に寄与する元素である。また、電縫鋼管電縫部の熱処理時にオーステナイト粒の粒成長を抑制し、電縫部の組織微細化に寄与する。このような効果を確保するためには0.010％以上の含有を必要とする。一方、0.100％を超えて多量に含有すると、Nb炭窒化物の析出量が増大し、鋼板靭性、鋼管母材靭性、および鋼管電縫部靭性を低下させる。このため、Nbは0.010〜0.100％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.030〜0.070％である。
Nbは、鋼板製造時の熱間圧延中にNb炭窒化物として微細に析出し、鋼管素材である鋼板の強度増加に寄与する元素である。また、電縫鋼管電縫部の熱処理時にオーステナイト粒の粒成長を抑制し、電縫部の組織微細化に寄与する。このような効果を確保するためには0.010％以上の含有を必要とする。一方、0.100％を超えて多量に含有すると、Nb炭窒化物の析出量が増大し、鋼板靭性、鋼管母材靭性、および鋼管電縫部靭性を低下させる。このため、Nbは0.010〜0.100％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.030〜0.070％である。
Ti：0.001〜0.025％
Tiは、Nと結合しTiNを形成して、Nの悪影響を防止する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.025％を超える多量の含有は、鉄の劈開面に沿って析出するTi炭窒化物量が増加し、鋼板靭性、鋼管母材靭性、および鋼管電縫部靭性を低下させる。このようなことから、Tiは0.001〜0.025％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.015％である。
Tiは、Nと結合しTiNを形成して、Nの悪影響を防止する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.025％を超える多量の含有は、鉄の劈開面に沿って析出するTi炭窒化物量が増加し、鋼板靭性、鋼管母材靭性、および鋼管電縫部靭性を低下させる。このようなことから、Tiは0.001〜0.025％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.015％である。
Al：0.01〜0.08％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を確保するためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超える含有は、Al酸化物の生成が著しくなり、とくに電縫部で残存しやすく、電縫部靭性を低下させる。このため、Alは0.01〜0.08％の範囲に限定した。
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を確保するためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超える含有は、Al酸化物の生成が著しくなり、とくに電縫部で残存しやすく、電縫部靭性を低下させる。このため、Alは0.01〜0.08％の範囲に限定した。
Ca：0.0005〜0.0050％
Caは、MnS等の硫化物の形態制御に有効に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となるとともに、Ca酸化物量が多くなり、とくに電縫部靭性を低下させる。このため、Caは0.0005〜0.0050％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0010〜0.0035％である。
上記した成分が基本の成分であるが、必要に応じて、上記した基本の成分に加えてさらに、選択元素として、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。
Caは、MnS等の硫化物の形態制御に有効に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となるとともに、Ca酸化物量が多くなり、とくに電縫部靭性を低下させる。このため、Caは0.0005〜0.0050％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0010〜0.0035％である。
上記した成分が基本の成分であるが、必要に応じて、上記した基本の成分に加えてさらに、選択元素として、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。
Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、Mo、Vはいずれも、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Cu、Ni、Cr、Mo、Vはいずれも、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Cuは、焼入れ性向上を介して、強度を増加させ、靭性を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.05％以上含有することが望ましい。一方、0.50％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Cuは0.50％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.35％以下である。
Niは、Cuと同様に、焼入れ性向上を介して、強度を増加させ、靭性を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.05％以上含有することが望ましい。一方、0.50％を超えて含有すると、鋳片（スラブ）加熱時にFeの粒界酸化が激しくなり、表面欠陥の発生を助長する。このため、含有する場合には、Niは0.50％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.35％以下である。
Crは、Cu、Niと同様に、焼入れ性向上を介して、強度を増加させ、靭性を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.05％以上含有することが望ましい。一方、0.50％を超えて含有すると、電縫部でCr酸化物を形成し電縫部靭性を著しく低下させる。このため、含有する場合には、Crは0.50％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.30％以下である。
Moは、Cu、Ni、Crと同様に、焼入れ性向上を介して、強度、靭性を著しく向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.05％以上含有することが望ましい。一方、0.50％を超えて含有すると、電縫部熱処理時に電縫部に硬質第二相が生成されやすくなり、電縫部靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.50％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.25％以下である。
V：0.10％以下
Vは、鋼中に固溶し固溶強化により、また炭化物として析出し析出強化により、鋼板の強度増加に寄与する元素である。このような効果を確保するためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、0.10％を超えて含有しても、効果が飽和し、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Vは0.10％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005〜0.085％である。
Vは、鋼中に固溶し固溶強化により、また炭化物として析出し析出強化により、鋼板の強度増加に寄与する元素である。このような効果を確保するためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、0.10％を超えて含有しても、効果が飽和し、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Vは0.10％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005〜0.085％である。
上記した成分を上記した範囲で、かつ次（１）式
Ｃeq（％）＝C＋Mn/6＋（Cr＋Mo＋V）/5＋（Cu＋Ni）/15 ‥‥（１）
（ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足するように調整して含有する。なお、（１）式に記載される元素が含有されない場合には、当該元素を零として（１）式で定義されるＣeqを算出するものとする。Ｃeqが0.25％未満では、焼入れ性が低下し、パーライト組織が形成されるようになる。とくに、肉厚20mmを超え、電縫部を管外面からのみ冷却する場合には、管内面の組織が（フェライト＋パーライト）組織となり靭性が低下する。また、電縫部において所望の高強度を確保することが困難となる。なお、電縫部での高強度とは、母材部の引張強さTSと比較して5％以上の強度低下がない場合をいう。一方、0.50％を超えてＣeqが大きくなると、焼入れ性の向上が著しくなり、管外面の組織がマルテンサイト組織となり、靭性が低下する。このため、Ｃeqは0.25〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.25〜0.45％である。
Ｃeq（％）＝C＋Mn/6＋（Cr＋Mo＋V）/5＋（Cu＋Ni）/15 ‥‥（１）
（ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足するように調整して含有する。なお、（１）式に記載される元素が含有されない場合には、当該元素を零として（１）式で定義されるＣeqを算出するものとする。Ｃeqが0.25％未満では、焼入れ性が低下し、パーライト組織が形成されるようになる。とくに、肉厚20mmを超え、電縫部を管外面からのみ冷却する場合には、管内面の組織が（フェライト＋パーライト）組織となり靭性が低下する。また、電縫部において所望の高強度を確保することが困難となる。なお、電縫部での高強度とは、母材部の引張強さTSと比較して5％以上の強度低下がない場合をいう。一方、0.50％を超えてＣeqが大きくなると、焼入れ性の向上が著しくなり、管外面の組織がマルテンサイト組織となり、靭性が低下する。このため、Ｃeqは0.25〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.25〜0.45％である。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、O（酸素）：0.0030％以下、N：0.0050％以下が許容できる。
そして、素材である厚肉熱延鋼板は、上記した組成を有し、さらに板厚方向の各部位でベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織を有する。組織を板厚方向の各部位でベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織とすることにより、降伏強さ：360MPa以上の高強度と、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性を兼備する厚肉熱延鋼板となり、得られる電縫鋼管も所望の高強度と高靭性を兼備する鋼管となる。なお、ベイニティックフェライト相、ベイナイト相以外の第二相としては、島状の微細マルテンサイト、残留オーステナイト等が例示できるが、面積率で5％以下であれば含有してもよい。
そして、素材である厚肉熱延鋼板は、上記した組成を有し、さらに板厚方向の各部位でベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織を有する。組織を板厚方向の各部位でベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織とすることにより、降伏強さ：360MPa以上の高強度と、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性を兼備する厚肉熱延鋼板となり、得られる電縫鋼管も所望の高強度と高靭性を兼備する鋼管となる。なお、ベイニティックフェライト相、ベイナイト相以外の第二相としては、島状の微細マルテンサイト、残留オーステナイト等が例示できるが、面積率で5％以下であれば含有してもよい。
上記した組成、組織を有する厚肉熱延鋼板の好ましい製造方法について、説明する。
本発明で素材として使用する厚肉熱延鋼板は、上記した組成を有する鋼素材に、加熱温度：1100〜1280℃の範囲の温度に加熱する加熱工程と、粗圧延とAr３変態点以上930℃以下の未再結晶温度域での累積圧下率が20％以上となる仕上圧延とからなる熱延工程と、前記仕上圧延終了後、直ちに、板厚中心位置で平均冷却速度が10〜100℃／ｓの範囲となるように650℃以下の冷却停止温度まで冷却し、コイル状に巻き取る冷却工程とを施して製造されることが好ましい。
本発明で素材として使用する厚肉熱延鋼板は、上記した組成を有する鋼素材に、加熱温度：1100〜1280℃の範囲の温度に加熱する加熱工程と、粗圧延とAr３変態点以上930℃以下の未再結晶温度域での累積圧下率が20％以上となる仕上圧延とからなる熱延工程と、前記仕上圧延終了後、直ちに、板厚中心位置で平均冷却速度が10〜100℃／ｓの範囲となるように650℃以下の冷却停止温度まで冷却し、コイル状に巻き取る冷却工程とを施して製造されることが好ましい。
鋼素材の製造方法については、上記した組成を有する鋼素材であれば、その製造方法はとくに限定されないが、上記した組成を有する溶鋼を転炉等に常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等常用の鋳造方法により、所定寸法形状のスラブ等の鋳片に鋳造されることが、生産性の観点から好ましい。
得られた鋼素材は、加熱温度：1100〜1280℃の範囲の温度に加熱する加熱工程を施される。
得られた鋼素材は、加熱温度：1100〜1280℃の範囲の温度に加熱する加熱工程を施される。
加熱温度：1100〜1280℃
鋼素材の加熱温度が、1100℃未満では、連続鋳造時に生成した炭化物等を完全に固溶させることができず、所望の鋼板強度を確保できなくなる。一方、1280℃を超えて高温となると、オーステナイト粒の粗大化が著しくなり、所望の鋼板靭性を確保できなくなる。このため、鋼素材の加熱温度は1100〜1280℃の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは1150〜1250℃である。上記した加熱温度の範囲は、加熱炉の炉内温度範囲であり、鋼素材の温度ではない。
鋼素材の加熱温度が、1100℃未満では、連続鋳造時に生成した炭化物等を完全に固溶させることができず、所望の鋼板強度を確保できなくなる。一方、1280℃を超えて高温となると、オーステナイト粒の粗大化が著しくなり、所望の鋼板靭性を確保できなくなる。このため、鋼素材の加熱温度は1100〜1280℃の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは1150〜1250℃である。上記した加熱温度の範囲は、加熱炉の炉内温度範囲であり、鋼素材の温度ではない。
加熱された鋼素材は、ついで、熱延工程を施され厚肉熱延鋼板とされる。熱延工程は、粗圧延と仕上圧延とからなる。粗圧延の条件は、とくに限定する必要はなく、所望の形状寸法のシートバーを製造できる条件であればよい。仕上圧延は、Ar３変態点以上930℃以下の未再結晶温度域での圧下率が20％以上となる圧延とする。
未再結晶温度域での累積圧下率：20％以上
未再結晶温度域（Ar３変態点以上930℃以下）での累積圧下率が20％未満では、ベイニティックフェライトの生成サイトが不足し、得られる組織が粗大化して、鋼板靭性が低下し、鋼管母材部靭性が低下する。一方、累積圧下率が80％を超えても、効果が飽和するうえ、圧延機への負荷が増大する。このようなことから、熱延工程の仕上圧延における未再結晶温度域（Ar３変態点以上930℃以下）の累積圧下率は20％以上、好ましくは80％以下に限定することが好ましい。
未再結晶温度域での累積圧下率：20％以上
未再結晶温度域（Ar３変態点以上930℃以下）での累積圧下率が20％未満では、ベイニティックフェライトの生成サイトが不足し、得られる組織が粗大化して、鋼板靭性が低下し、鋼管母材部靭性が低下する。一方、累積圧下率が80％を超えても、効果が飽和するうえ、圧延機への負荷が増大する。このようなことから、熱延工程の仕上圧延における未再結晶温度域（Ar３変態点以上930℃以下）の累積圧下率は20％以上、好ましくは80％以下に限定することが好ましい。
熱延工程を経た厚肉熱延鋼板は、仕上圧延終了後、直ちに、好ましくは6ｓ以内にランアウトテーブル上で冷却工程を施される。冷却工程では、板厚中心位置で平均冷却速度が10〜100℃／ｓの範囲となるように650℃以下の冷却停止温度まで冷却し、コイル状に巻き取る工程とする。
板厚中心位置での平均冷却速度：10〜100℃／ｓ
平均冷却速度が10℃／ｓ未満では、Cu、Ni、Cr、Mo等の焼入れ性向上元素を含有していても、鋼板内にフェライト相やパーライトが一部生成して、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織を確保できなくなる。一方、100℃／ｓを超えると、マルテンサイト相が生成され、所望のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織を確保できなくなり、強度が高くなりすぎて靭性が低下する。このため、板厚中心位置での平均冷却速度を10〜100℃／ｓの範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは10〜60℃／ｓである。
板厚中心位置での平均冷却速度：10〜100℃／ｓ
平均冷却速度が10℃／ｓ未満では、Cu、Ni、Cr、Mo等の焼入れ性向上元素を含有していても、鋼板内にフェライト相やパーライトが一部生成して、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織を確保できなくなる。一方、100℃／ｓを超えると、マルテンサイト相が生成され、所望のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織を確保できなくなり、強度が高くなりすぎて靭性が低下する。このため、板厚中心位置での平均冷却速度を10〜100℃／ｓの範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは10〜60℃／ｓである。
冷却停止温度：650℃以下
冷却停止温度が、650℃を超えて高くなると、Nb炭窒化物等の析出粒子が粗大化し、強度が低下し所望の高強度を確保できなくなるうえ、巻取り後の徐冷でパーライトが生成し、鋼板靭性が低下し鋼管母材部靭性が低下する。このため、冷却停止温度は650℃以下に限定することが好ましい。なお、冷却停止温度は300℃以上とすることがより好ましい。冷却停止温度が300℃を下回ると、冷却速度を上記した10〜100℃／ｓの範囲に調整しても、マルテンサイト相が一部生成する場合があり、靭性の低下を招く。このため、冷却停止温度は300〜650℃とすることがより好ましい。なお、冷却停止後、直ちにコイル状に巻き取るため、巻取温度は、上記した温度範囲となる。
冷却停止温度が、650℃を超えて高くなると、Nb炭窒化物等の析出粒子が粗大化し、強度が低下し所望の高強度を確保できなくなるうえ、巻取り後の徐冷でパーライトが生成し、鋼板靭性が低下し鋼管母材部靭性が低下する。このため、冷却停止温度は650℃以下に限定することが好ましい。なお、冷却停止温度は300℃以上とすることがより好ましい。冷却停止温度が300℃を下回ると、冷却速度を上記した10〜100℃／ｓの範囲に調整しても、マルテンサイト相が一部生成する場合があり、靭性の低下を招く。このため、冷却停止温度は300〜650℃とすることがより好ましい。なお、冷却停止後、直ちにコイル状に巻き取るため、巻取温度は、上記した温度範囲となる。
上記した好ましい製造方法で得られた厚肉熱延鋼板を素材として、造管工程を施して母材部と電縫部とからなる厚肉電縫鋼管とする。これにより、母材部が、降伏強さ：52ksi以上（360MPa以上）の高強度と、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性とを兼備する高強度厚肉電縫鋼管とすることができる。
造管工程としては、鋼板を、冷間で複数のロールにより略円形断面のオープン管に連続成形し、ついで該オープン管の相対する端面を高周波誘導加熱または高周波抵抗加熱で融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する、電縫鋼管製造設備を用いる常用の造管工程を適用することが好ましい。なお、本発明では、この造管工程に限定されないことは言うまでもない。
造管工程としては、鋼板を、冷間で複数のロールにより略円形断面のオープン管に連続成形し、ついで該オープン管の相対する端面を高周波誘導加熱または高周波抵抗加熱で融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する、電縫鋼管製造設備を用いる常用の造管工程を適用することが好ましい。なお、本発明では、この造管工程に限定されないことは言うまでもない。
本発明では、上記した組成、組織を有し、上記した高強度と高靭性を兼備し、母材部と電縫部からなる高強度厚肉電縫鋼管を素材として、該電縫部に、インラインで電縫部熱処理工程を施し、高靭性の電縫部を有する厚肉電縫鋼管とする。
上記した組成範囲の熱延鋼板を電縫溶接すると、電縫部は、電縫溶接時に急速加熱され急速冷却されて、靭性に劣る上部ベイナイト相を主体とする組織となる。このため、靭性に富む電縫部とするため、靭性に劣る上部ベイナイト相を消失させ、靭性に富むベイニティックフェライト相またはベイナイト相からなる組織とする必要がある。そこで、本発明では電縫部に電縫部熱処理工程を施す。電縫部熱処理工程は、電縫部加熱処理と電縫部冷却処理とからなる。
上記した組成範囲の熱延鋼板を電縫溶接すると、電縫部は、電縫溶接時に急速加熱され急速冷却されて、靭性に劣る上部ベイナイト相を主体とする組織となる。このため、靭性に富む電縫部とするため、靭性に劣る上部ベイナイト相を消失させ、靭性に富むベイニティックフェライト相またはベイナイト相からなる組織とする必要がある。そこで、本発明では電縫部に電縫部熱処理工程を施す。電縫部熱処理工程は、電縫部加熱処理と電縫部冷却処理とからなる。
電縫部加熱処理は、電縫部の内厚方向各位置の温度が830〜1150℃の範囲の温度となるように加熱する処理とする。なお、高周波誘導加熱は、管外面側の電縫部に対応する位置に、誘導加熱コイルを複数台設置して行うことが好ましい。なお、電縫部を所望の加熱温度まで、搬送速度に応じて所定の距離内で加熱可能となるように、加熱コイルの構造、設置台数を調整することは言うまでもない。
電縫部加熱温度：830〜1150℃
電縫部の内厚方向各位置の温度が、830℃未満では、上部ベイナイト相を消失させることができず、電縫部が所望の高靭性を保持することができない。一方、1150℃を超えて高温とすると、オーステナイト粒が粗大化し、焼入れ性が増加しマルテンサイト相を形成しやすくなり、電縫部の靭性が低下する。このため、電縫部加熱工程の加熱温度は830〜1150℃の範囲に限定した。電縫部の加熱処理を、管外面側に設置した加熱コイルで行う場合には、電縫部の管外面が最も高い温度に、管内面側が最も低い温度となる温度分布を呈するため、管外面と管内面がともに上記した温度範囲となるように、投入電力等を調整する必要がある。
電縫部の内厚方向各位置の温度が、830℃未満では、上部ベイナイト相を消失させることができず、電縫部が所望の高靭性を保持することができない。一方、1150℃を超えて高温とすると、オーステナイト粒が粗大化し、焼入れ性が増加しマルテンサイト相を形成しやすくなり、電縫部の靭性が低下する。このため、電縫部加熱工程の加熱温度は830〜1150℃の範囲に限定した。電縫部の加熱処理を、管外面側に設置した加熱コイルで行う場合には、電縫部の管外面が最も高い温度に、管内面側が最も低い温度となる温度分布を呈するため、管外面と管内面がともに上記した温度範囲となるように、投入電力等を調整する必要がある。
加熱された電縫部はついで、電縫部冷却処理を施される。電縫部冷却処理は、電縫部の肉厚方向各位置で平均冷却速度が10〜70℃／ｓの範囲となるように550℃以下の冷却停止温度まで冷却する処理とする。なお、電縫部冷却処理は図３に示すように、管外面側に水冷装置を配設し、冷却水を用いて冷却することが好ましい。
電縫部平均冷却速度：10〜70℃／ｓ
また、電縫部冷却処理は、電縫部の肉厚方向各位置で平均冷却速度が10〜70℃／ｓの範囲となるように550℃以下の冷却停止温度まで冷却する処理とする。平均冷却速度が10℃／ｓ未満では、フェライト＋パーライト組織が形成され、電縫部強度が低下し、母材部より低下し電縫部破断を招く恐れがある。一方、70℃／ｓを超えて冷却速度が大きくなると、マルテンサイト相が生成され、電縫部硬さ（強度）が過度に上昇し靭性が低下する。このため、電縫部冷却処理では、平均冷却速度を10〜70℃／ｓの範囲に限定した。なお、電縫部冷却処理は、冷却水を用いて冷却する処理とすることが好ましい。管外面から冷却水により片側冷却する場合には、管外面が70℃／ｓ以下、管内面が10℃／ｓ以上となるように調整する。
電縫部平均冷却速度：10〜70℃／ｓ
また、電縫部冷却処理は、電縫部の肉厚方向各位置で平均冷却速度が10〜70℃／ｓの範囲となるように550℃以下の冷却停止温度まで冷却する処理とする。平均冷却速度が10℃／ｓ未満では、フェライト＋パーライト組織が形成され、電縫部強度が低下し、母材部より低下し電縫部破断を招く恐れがある。一方、70℃／ｓを超えて冷却速度が大きくなると、マルテンサイト相が生成され、電縫部硬さ（強度）が過度に上昇し靭性が低下する。このため、電縫部冷却処理では、平均冷却速度を10〜70℃／ｓの範囲に限定した。なお、電縫部冷却処理は、冷却水を用いて冷却する処理とすることが好ましい。管外面から冷却水により片側冷却する場合には、管外面が70℃／ｓ以下、管内面が10℃／ｓ以上となるように調整する。
管外面側から冷却水により片側冷却する場合には、水冷装置（冷却ノズル）は、冷却水の水量密度が1.2〜5.0m３／m２minとなるような装置とすることが好ましい。冷却水の水量密度が1.2m３／m２min未満では、所望の冷却速度を確保できない。一方、冷却水の水量密度が5.0m３／m２minを超えて多くなると、冷却能が大きくなりすぎて、冷却面と冷却裏面との温度差が大きくなりすぎ、上反り等のトラブル発生が懸念され、製造上問題を残すことになる。
また、水冷装置（冷却ノズル）は、その冷却幅を電縫部中心を中心位置として円周方向に±50mm以上とすることが好ましい。というのは、電縫部の加熱領域のみの冷却では不十分であり、冷却幅を電縫部中心を中心位置として円周方向に±50mm以上とすることにより、電縫部の加熱領域の周辺領域まで冷却水で冷却することができ、管円周方向からの抜熱が促進され、厚肉の場合でも冷却水を掛ける側（冷却面）の反対側（裏面）の冷却速度を増加させることができる。そのために、冷却幅を円周方向に±50mm以上とすることが好ましい。これにより、厚肉の場合でも所望の冷却速度を確保できるようになる。なお、水冷装置（冷却ノズル）の形状は、所定の冷却幅が確保できれば、とくに限定されない。
上記した製造方法で得られる厚肉電縫鋼管の電縫部は、肉厚方向各位置で、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなり、かつ肉厚方向で最も粗粒な位置の平均結晶粒径（最粗粒位置の平均結晶粒径）と肉厚方向で最も細粒な位置の平均結晶粒径（最細粒位置の平均結晶粒径）との比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、が2.0以下となる組織を有する。（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）が2.0を超えると、粗粒位置が亀裂の起点となり、脆性破壊が発生し、所望の高靭性を確保できない。このため、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）を、2.0以下に限定した。なお、好ましくは1.5以下である。また、最細粒位置の平均結晶粒径は、10μm以下とすることが、靭性確保の観点から好ましい。より好ましくは8.0μmである。
なお、肉厚方向各位置（1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t）で、ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction）法により各結晶粒の方位を決定し、隣接する結晶粒との方位差（Rotation Angle）が15°以上である結晶粒界を求め、JIS G 0551の規定の方法で平均結晶粒径dを求める。
これにより、電縫部は、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性を有する電縫部となる。
これにより、電縫部は、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性を有する電縫部となる。
以下、さらに実施例に基づいて、本発明について説明する。
（Ａ）厚肉熱延鋼板の製造
表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で肉厚：210mmのスラブ（鋼素材）とした。得られた鋼素材を、表２に示す加熱温度に加熱する加熱工程と粗圧延と表２に示す条件の仕上圧延とを施し熱延鋼板とする熱延工程を施し、仕上圧延終了後、表２に示す平均冷却速度で表２に示す冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度を巻取温度としてコイル状に巻き取る冷却工程を施した。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施した。試験方法はつぎのとおりである。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）で肉厚1/2位置で組織を観察し、各2視野で組織を撮影した。得られた組織写真から、組織の種類を同定し、さらに画像解析により各相の面積率（分率）を算出した。
（２）引張試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向と直角方向（Ｃ方向）が引張方向となるように、ASTM A370の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl）を測定した。
（３）衝撃試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向と直角方向（Ｃ方向）が試験片長手方向となるように、板厚の1/2位置からＶノッチ試験片を採取し、ASTM A370の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vＴrs（℃）を求めた。
表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で肉厚：210mmのスラブ（鋼素材）とした。得られた鋼素材を、表２に示す加熱温度に加熱する加熱工程と粗圧延と表２に示す条件の仕上圧延とを施し熱延鋼板とする熱延工程を施し、仕上圧延終了後、表２に示す平均冷却速度で表２に示す冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度を巻取温度としてコイル状に巻き取る冷却工程を施した。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施した。試験方法はつぎのとおりである。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）で肉厚1/2位置で組織を観察し、各2視野で組織を撮影した。得られた組織写真から、組織の種類を同定し、さらに画像解析により各相の面積率（分率）を算出した。
（２）引張試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向と直角方向（Ｃ方向）が引張方向となるように、ASTM A370の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl）を測定した。
（３）衝撃試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向と直角方向（Ｃ方向）が試験片長手方向となるように、板厚の1/2位置からＶノッチ試験片を採取し、ASTM A370の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vＴrs（℃）を求めた。
得られた結果を表３に示す。
本発明の好適範囲内で製造された熱延鋼板はいずれも、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織を有し、降伏強さYS：360MPa以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vＴrsが−45℃以下である高靭性とを有する厚肉熱延鋼板となっている。一方、本発明の好適範囲を外れる比較例は、組織が所望の組織から外れているため、降伏強さが所望の値を満足していないか、靭性が低下している。
（Ｂ）厚肉電縫鋼管の製造
（Ａ）で製造された厚肉熱延鋼板の一部を素材として、冷間で複数のロールにより略円形断面のオープン管に連続成形し、ついで該オープン管の相対する端面を高周波誘導加熱または高周波抵抗加熱で融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する、電縫鋼管製造設備を用いる常用の造管工程を適用して、表４に示す寸法の厚肉電縫鋼管とした。
（Ｂ）厚肉電縫鋼管の製造
（Ａ）で製造された厚肉熱延鋼板の一部を素材として、冷間で複数のロールにより略円形断面のオープン管に連続成形し、ついで該オープン管の相対する端面を高周波誘導加熱または高周波抵抗加熱で融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する、電縫鋼管製造設備を用いる常用の造管工程を適用して、表４に示す寸法の厚肉電縫鋼管とした。
得られた厚肉電縫鋼管の電縫部に、電縫鋼管製造設備の出側のインラインに、電縫部熱処理用として管外面側に、複数台の誘導加熱装置を配設した誘導加熱手段と、該誘導加熱手段の出側に複数台の水冷装置（冷却ノズル）を配設した冷却手段（水冷部）とにより、表４に示す加熱処理と冷却処理からなる電縫部熱処理を施した。
得られた厚肉電縫鋼管の母材部、電縫部から試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験、CTOD試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（Ｂ１）組織観察
得られた電縫鋼管の母材部、電縫部から組織観察用試験片を採取し、管長手方向断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）で肉厚方向各位置（1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t）で組織を観察し、各2視野で組織を撮影した。得られた組織写真から、組織の種類を同定し、さらに画像解析により各相の面積率を算出した。なお、電縫部については、ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction）法により各結晶粒の方位を決定し、隣接する結晶粒との方位差（Rotation Angle）が15°以上である結晶粒界を求め、切断法で、隣接するこの結晶粒界の間の平均距離を測定し、肉厚方向各位置での平均結晶粒径とした。得られた肉厚方向各位置での平均結晶粒径から、最も粗粒な位置と最も細粒な位置とを決定し、それら位置の平均結晶粒径の比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、を算出した。
（Ｂ２）引張試験
得られた電縫鋼管の90℃位置（電縫部を12時の位置とした時の3時の位置）から、円周方向が引張方向となるように、ASTM A370に準拠して引張試験を実施し、母材部の引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl）を測定した。また、得られた電縫鋼管の電縫部から、同様に引張試験片を採取し、電縫部の引張特性（引張強さTS）を求めた。
（Ｂ３）衝撃試験
得られた電縫鋼管から、円周方向が試験片長手方向となるように、肉厚1/2位置からＶノッチ試験片を採取し、ASTM A370の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vＴrs（℃）を求めた。
（Ｂ４）CTOD試験
得られた電縫鋼管の母材部および電縫部から、円周方向が試験片長手方向となるように、CTOD試験片を採取した。得られた試験片を用いて、BS 7448の規定に準拠して試験温度：−25℃でCTOD試験を実施し、限界開口変位δを求めた。なお、母材部、電縫部ともに開口変位δの算出にあたって必要となる−25℃での降伏応力σYは、次式
σY＝σ0 exp（（481.4−66.5lnσ0）（１/（Ｔ＋273）−１/273）） ‥‥（２）
ここで、σ0：常温での降伏応力（MPa）
Ｔ ：試験温度（℃）
を用いて算出した値を使用した。
得られた厚肉電縫鋼管の母材部、電縫部から試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験、CTOD試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（Ｂ１）組織観察
得られた電縫鋼管の母材部、電縫部から組織観察用試験片を採取し、管長手方向断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）で肉厚方向各位置（1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t）で組織を観察し、各2視野で組織を撮影した。得られた組織写真から、組織の種類を同定し、さらに画像解析により各相の面積率を算出した。なお、電縫部については、ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction）法により各結晶粒の方位を決定し、隣接する結晶粒との方位差（Rotation Angle）が15°以上である結晶粒界を求め、切断法で、隣接するこの結晶粒界の間の平均距離を測定し、肉厚方向各位置での平均結晶粒径とした。得られた肉厚方向各位置での平均結晶粒径から、最も粗粒な位置と最も細粒な位置とを決定し、それら位置の平均結晶粒径の比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、を算出した。
（Ｂ２）引張試験
得られた電縫鋼管の90℃位置（電縫部を12時の位置とした時の3時の位置）から、円周方向が引張方向となるように、ASTM A370に準拠して引張試験を実施し、母材部の引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl）を測定した。また、得られた電縫鋼管の電縫部から、同様に引張試験片を採取し、電縫部の引張特性（引張強さTS）を求めた。
（Ｂ３）衝撃試験
得られた電縫鋼管から、円周方向が試験片長手方向となるように、肉厚1/2位置からＶノッチ試験片を採取し、ASTM A370の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vＴrs（℃）を求めた。
（Ｂ４）CTOD試験
得られた電縫鋼管の母材部および電縫部から、円周方向が試験片長手方向となるように、CTOD試験片を採取した。得られた試験片を用いて、BS 7448の規定に準拠して試験温度：−25℃でCTOD試験を実施し、限界開口変位δを求めた。なお、母材部、電縫部ともに開口変位δの算出にあたって必要となる−25℃での降伏応力σYは、次式
σY＝σ0 exp（（481.4−66.5lnσ0）（１/（Ｔ＋273）−１/273）） ‥‥（２）
ここで、σ0：常温での降伏応力（MPa）
Ｔ ：試験温度（℃）
を用いて算出した値を使用した。
得られた結果を表５に示す。
本発明例はいずれも、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織を有し、降伏強さYS：360MPa以上の高強度と、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性とを有する母材部と、肉厚方向各位置でベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織を有し、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性を有する電縫部とからなる厚肉電縫鋼管となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、電縫部の靭性が低下している。
Claims (10)
- 厚肉熱延鋼板を素材とし、造管された、母材部と電縫部とからなる厚肉電縫鋼管であって、
前記母材部が、質量％で、
C ：0.02〜0.10％、 Si：0.05〜0.30％、
Mn：0.80〜2.00％、 Nb：0.010〜0.100％
を含み、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成と、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織とを有し、降伏強さ：360MPa以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vＴrsが−45℃以下である高靭性とを有し、
前記電縫部が、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなり、かつ、肉厚方向各位置で最も粗粒な位置での平均結晶粒径と肉厚方向で最も細粒な位置における平均結晶粒径との比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、が2.0以下となる組織を有し、前記電縫部が、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性を有することを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
記
Ｃeq（％）＝C＋Mn/6＋（Cr＋Mo＋V）/5＋（Cu＋Ni）/15 ‥‥（１）
ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％） - 前記組成が、質量％で、
C ：0.02〜0.10％、 Si：0.05〜0.30％、
Mn：0.80〜2.00％、 P ：0.030％以下、
S ：0.0050％以下、 Nb：0.010〜0.100％、
Ti：0.001〜0.025％、 Al：0.01〜0.08％、
Ca：0.0005〜0.0050％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、前記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成であることを特徴とする請求項１に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項２に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
- 前記最細粒位置の平均結晶粒径が、10μm以下であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
- 厚肉電縫鋼管を出発素材とし、該厚肉電縫鋼管の電縫部にインラインで電縫部熱処理工程を施す厚肉電縫鋼管の製造方法であって、
出発素材である前記厚肉電縫鋼管を、質量％で、
C ：0.02〜0.10％、 Si：0.05〜0.30％、
Mn：0.80〜2.00％、 Nb：0.010〜0.100％
を含み、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成と、肉厚方向の各位置でベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からなる組織とを有し、降伏強さ：360MPa以上の高強度と、肉厚方向各位置でシャルピー衝撃試験の破面遷移温度vＴrsが−45℃以下である高靭性とを有する高強度厚肉電縫鋼管とし、
前記電縫部熱処理工程を、前記電縫部の内厚方向各位置の温度が850〜1150℃の範囲の温度となるように加熱する電縫部加熱処理と、ついで、電縫部肉厚方向各位置で平均冷却速度が10〜70℃／ｓの範囲となるように550℃以下の冷却停止温度まで冷却する電縫部冷却処理とを行う工程とし、
前記電縫部が、CTOD試験における試験温度−25℃での限界開口変位δが0.80mm以上である高靭性を有することを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
記
Ｃeq（％）＝C＋Mn/6＋（Cr＋Mo＋V）/5＋（Cu＋Ni）/15 ‥‥（１）
ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％） - 前記電縫部熱処理工程を、前記厚肉電縫鋼管の外面側に配置した誘導加熱装置と水冷装置とを用いて行う処理とし、前記電縫部加熱処理が管外表面温度で1150℃以下、管内表面温度で830℃以上となるように加熱する処理であり、
前記電縫部冷却処理が、管外表面で、800〜500℃間の平均冷却速度が70℃／ｓ以下となり、管内表面で750〜650℃間の平均冷却速度が10℃／ｓ以上となるように冷却する処理であることを特徴とする請求項５に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。 - 前記冷却装置を、冷却水を用いて冷却する装置とし、該冷却水の水量密度を1.2〜5.0m３／m２minとし、かつ前記冷却の幅を前記電縫部中心を中心位置として円周方向に±50mm以上とすることを特徴とする請求項６に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
- 前記組成が、質量％で、
C ：0.02〜0.10％、 Si：0.05〜0.30％、
Mn：0.80〜2.00％、 P ：0.030％以下、
S ：0.0050％以下、 Nb：0.010〜0.100％、
Ti：0.001〜0.025％、 Al：0.01〜0.08％、
Ca：0.0005〜0.0050％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、前記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqが0.25〜0.50を満足する組成であることを特徴とする請求項５ないし７のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項８に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
- 前記高強度厚肉電縫鋼管が、高強度厚肉熱延鋼板を素材とし、造管された電縫鋼管であり、前記高強度厚肉熱延鋼板が、前記組成を有する鋼素材に、加熱温度：1100〜1280℃の範囲の温度に加熱する加熱工程と、粗圧延とAr３変態点以上930℃以下の未再結晶温度域での累積圧下率が20％以上となる仕上圧延とからなる熱延工程と、前記仕上圧延終了後、板厚中心位置で平均冷却速度が10〜100℃／ｓの範囲となるように650℃以下の冷却停止温度まで冷却し、コイル状に巻き取る冷却工程とを施して製造されたものであることを特徴とする請求項５ないし９のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016185741A1 (ja) * | 2015-05-20 | 2016-11-24 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度電縫鋼管、高強度電縫鋼管用の鋼板の製造方法、及び高強度電縫鋼管の製造方法 |
| JP2018178210A (ja) * | 2017-04-17 | 2018-11-15 | 新日鐵住金株式会社 | ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法 |
| CN110616300A (zh) * | 2018-06-19 | 2019-12-27 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种优良ctod特性的低温用钢及其制造方法 |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA2975366C (en) * | 2015-03-06 | 2019-06-04 | Jfe Steel Corporation | High-strength electric resistance welded steel pipe and method for producing the same |
| KR20180077259A (ko) * | 2016-03-22 | 2018-07-06 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 라인 파이프용 전봉 강관 |
| PL3476960T3 (pl) | 2016-06-22 | 2021-05-04 | Jfe Steel Corporation | Blacha stalowa walcowana na gorąco do grubościennych rur przewodowych o wysokiej wytrzymałości, spawana rura stalowa do grubościennych rur przewodowych o dużej wytrzymałości oraz sposób wytwarzania spawanej rury stalowej |
| CN105925890B (zh) * | 2016-06-30 | 2018-05-01 | 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 | 一种改善x90钢级螺旋缝埋弧焊管接头力学性能的方法 |
| US11028456B2 (en) * | 2016-10-03 | 2021-06-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electric resistance welded steel pipe for torsion beam |
| CN107586942B (zh) * | 2017-09-29 | 2019-10-11 | 共享铸钢有限公司 | 一种基于多元回归分析的铸钢件热处理工艺的设计方法 |
| KR102031451B1 (ko) | 2017-12-24 | 2019-10-11 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법 |
| CN110408840A (zh) * | 2018-04-27 | 2019-11-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 具有优良焊接接头ctod性能的超高强度海洋工程用钢及其制造方法 |
| JP6587041B1 (ja) * | 2019-02-19 | 2019-10-09 | 日本製鉄株式会社 | ラインパイプ用電縫鋼管 |
| US20220373108A1 (en) * | 2019-10-31 | 2022-11-24 | Jfe Steel Corporation | Electric resistance welded steel pipe, method for producing the same, line pipe, and building structure |
| JP6973681B2 (ja) * | 2019-11-20 | 2021-12-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法、電縫鋼管およびその製造方法、ラインパイプ、建築構造物 |
| CA3157041A1 (en) * | 2019-11-29 | 2021-06-03 | Atsushi Matsumoto | Electric resistance welded steel pipe and method for manufacturing the same |
| CN111270137A (zh) * | 2020-02-17 | 2020-06-12 | 本钢板材股份有限公司 | 一种抗酸腐蚀管线钢x52ms热轧卷板及其制备方法 |
| CA3174757A1 (en) * | 2020-04-02 | 2021-10-07 | Jfe Steel Corporation | Electric resistance welded steel pipe and method for producing the same |
| WO2022075027A1 (ja) * | 2020-10-05 | 2022-04-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 電縫鋼管およびその製造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005281838A (ja) * | 2004-03-31 | 2005-10-13 | Jfe Steel Kk | 材質均質性の優れた高強度高靭性熱延鋼帯及びその製造方法 |
| JP2007254797A (ja) * | 2006-03-22 | 2007-10-04 | Jfe Steel Kk | 母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管およびその製造方法 |
| WO2010087511A1 (ja) * | 2009-01-30 | 2010-08-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2012133558A1 (ja) * | 2011-03-30 | 2012-10-04 | 新日本製鐵株式会社 | 電縫鋼管及びその製造方法 |
Family Cites Families (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5925932A (ja) * | 1982-08-02 | 1984-02-10 | Kawasaki Steel Corp | 高強度電縫鋼管の製造方法 |
| JPH0742509B2 (ja) * | 1990-06-07 | 1995-05-10 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性に優れた電縫鋼管の製造方法 |
| JPH06158177A (ja) * | 1992-11-26 | 1994-06-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高靭性電縫鋼管の製造方法 |
| JPH06220547A (ja) | 1993-01-28 | 1994-08-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 厚肉電縫鋼管の熱処理方法 |
| JPH0742509A (ja) | 1993-07-29 | 1995-02-10 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 循環水ポンプの可動翼制御装置 |
| JP3257339B2 (ja) * | 1995-04-24 | 2002-02-18 | 日本鋼管株式会社 | 耐磨耗性の優れた高炭素電縫鋼管の製造方法 |
| JP3932821B2 (ja) * | 2001-04-06 | 2007-06-20 | 住友金属工業株式会社 | 強度および靱性に優れる電縫鋼管およびその製造方法 |
| JP3869747B2 (ja) | 2002-04-09 | 2007-01-17 | 新日本製鐵株式会社 | 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法 |
| JP4341396B2 (ja) | 2003-03-27 | 2009-10-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靱性および溶接性に優れた高強度電縫管用熱延鋼帯 |
| JP4788146B2 (ja) * | 2004-03-09 | 2011-10-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐時効性に優れた低ｙｒ型電縫溶接鋼管用熱延鋼板とその製造方法 |
| JP4853575B2 (ja) * | 2009-02-06 | 2012-01-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法 |
| CN102666899A (zh) | 2009-11-25 | 2012-09-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 高压缩强度和高韧性优异的管线管用焊接钢管及其制造方法 |
| WO2013011791A1 (ja) * | 2011-07-20 | 2013-01-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5293903B1 (ja) * | 2011-08-23 | 2013-09-18 | 新日鐵住金株式会社 | 厚肉電縫鋼管及びその製造方法 |
| JP5553093B2 (ja) | 2012-08-09 | 2014-07-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板 |
| CN104350168B (zh) | 2012-09-27 | 2016-08-24 | 新日铁住金株式会社 | 电阻焊钢管 |
-
2013
- 2013-07-09 JP JP2013143498A patent/JP5708723B2/ja active Active
-
2014
- 2014-07-08 EP EP14822859.6A patent/EP3020840B1/en active Active
- 2014-07-08 US US14/903,804 patent/US10385417B2/en active Active
- 2014-07-08 CA CA2914312A patent/CA2914312C/en active Active
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- 2014-07-08 KR KR1020167002825A patent/KR101802255B1/ko active IP Right Grant
- 2014-07-08 CN CN201480039173.2A patent/CN105378131B/zh active Active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005281838A (ja) * | 2004-03-31 | 2005-10-13 | Jfe Steel Kk | 材質均質性の優れた高強度高靭性熱延鋼帯及びその製造方法 |
| JP2007254797A (ja) * | 2006-03-22 | 2007-10-04 | Jfe Steel Kk | 母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管およびその製造方法 |
| WO2010087511A1 (ja) * | 2009-01-30 | 2010-08-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2012133558A1 (ja) * | 2011-03-30 | 2012-10-04 | 新日本製鐵株式会社 | 電縫鋼管及びその製造方法 |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016185741A1 (ja) * | 2015-05-20 | 2016-11-24 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度電縫鋼管、高強度電縫鋼管用の鋼板の製造方法、及び高強度電縫鋼管の製造方法 |
| JP6048621B1 (ja) * | 2015-05-20 | 2016-12-21 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度電縫鋼管、高強度電縫鋼管用の鋼板の製造方法、及び高強度電縫鋼管の製造方法 |
| KR20170102335A (ko) * | 2015-05-20 | 2017-09-08 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 고강도 전봉강관, 고강도 전봉강관용의 강판의 제조 방법, 및 고강도 전봉강관의 제조 방법 |
| CN107208215A (zh) * | 2015-05-20 | 2017-09-26 | 新日铁住金株式会社 | 高强度电焊钢管、高强度电焊钢管用钢板的制造方法和高强度电焊钢管的制造方法 |
| KR101954558B1 (ko) | 2015-05-20 | 2019-03-05 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 고강도 전봉강관, 고강도 전봉강관용의 강판의 제조 방법, 및 고강도 전봉강관의 제조 방법 |
| US10640843B2 (en) | 2015-05-20 | 2020-05-05 | Nippon Steel Corporation | High strength electric resistance welded steel pipe and method for producing high strength electric resistance welded steel pipe |
| JP2018178210A (ja) * | 2017-04-17 | 2018-11-15 | 新日鐵住金株式会社 | ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法 |
| CN110616300A (zh) * | 2018-06-19 | 2019-12-27 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种优良ctod特性的低温用钢及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
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