JP3226278B2 - 耐食性および溶接性に優れた鋼材および鋼管の製造方法 - Google Patents

耐食性および溶接性に優れた鋼材および鋼管の製造方法

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JP3226278B2 JP50489496A JP50489496A JP3226278B2 JP 3226278 B2 JP3226278 B2 JP 3226278B2 JP 50489496 A JP50489496 A JP 50489496A JP 50489496 A JP50489496 A JP 50489496A JP 3226278 B2 JP3226278 B2 JP 3226278B2
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Description

【発明の詳細な説明】 技術分野 本発明は耐食性および溶接性に優れた鋼材および鋼管
の製造方法に関し、さらに詳しくは、例えば石油・天然
ガスの堀削と生産に使われる油井管や輸送に使われるラ
インパイプ用、あるいは貯蔵や各種処理に使われる容器
用として、湿潤炭酸ガスや微量の湿潤硫化水素を含む環
境中で優れた耐食性を有し、溶接性（特に、溶接部靭
性、溶接熱影響部靭性）にも優れる鋼材および鋼管を低
コストかつ容易に製造する方法に関する。
従来の技術 近年生産される石油・天然ガスは、湿潤な炭酸ガスや
硫化水素を含有するものが増加している。こうした環境
中で炭素鋼や低合金鋼が著しく腐食することは周知の事
実である。そして、かかる腐食性の石油・天然ガスを輸
送する際は、鋼管の防食対策として腐食抑制剤を添加す
るのが従来から一般的であった。しかし、海洋油井では
腐食抑制剤の添加・回収処理に要する費用が膨大なもの
となり、また海洋汚染の問題もあって、腐食抑制剤の使
用は困難になりつつある。従って、腐食抑制剤を添加す
る必要がない耐食材料に対するニーズが最近大きくなっ
ている。
炭酸ガスを多く含有する石油・天然ガス用の耐食材料
としては、ステンレス鋼の採用がまず検討され、例えば
L.J.クライン、コロージョン（Corrosion）′84、ペー
パーNo.211にあるように、高強度で比較的コストの安い
鋼として、AISI420鋼に代表される、0.2％程度のＣと12
〜13％程度のCrを含有するマルテンサイト系ステンレス
鋼が広く使用されている。しかし、この鋼で油井管とし
て必要な高強度を得るためにはあまり高い温度で焼き戻
すことができず、衝撃靱性が悪いという難点を有してい
た。また、AISI420鋼はＣを0.2％程度含有するために溶
接性が著しく悪い、即ち溶接熱影響部の硬さが著しく上
昇し、溶接割れを防止するための予熱温度と後熱温度が
非常に高く、溶接熱影響部の靱性が非常に悪いという難
点も有していた。
これに対して、API（米国石油協会）では、Ｃがやや
低いAISI410鋼をラインパイプとして規格化しており、
「NKK技報」、1989年発行、第129号、第15〜22頁には、
AISI410鋼をUOE鋼管として製造した例が報告されてい
る。しかし、同報告にもみられるように、AISI410鋼は
高温でオーステナイト単相になり難く、溶接時に粗大な
δフェライトを生成するために、溶接部の衝撃靱性が著
しく悪いという難点がある。
AISI420鋼をはじめとするマルテンサイト系ステンレ
ス鋼管は、例えば特開昭63−134630号公報や特開昭63−
238217号公報に代表例がみられるように、従来は継目無
鋼管圧延法によってシームレス鋼管として製造されるの
が一般的であるが、シームレス鋼管は製造歩留や生産性
が悪く、コストが非常に高いという難点を有している。
継目無鋼管圧延法で製造したマルテンサイト鋼管の場合
には、造管後に鋼管を焼入−焼戻熱処理する必要がある
ことも、シームレス鋼管のコストが高い原因のひとつで
ある。さらに、耐食性あるいは溶接性を改善する目的
で、Ｃ、あるいはＣおよびＮを極力低減した低Ｃマルテ
ンサイト鋼の場合には、継目無鋼管圧延法では製造が困
難であった。
これに対して、特開平４−191319号公報および特開平
４−191320号公報には、低炭素のマルテンサイト系ステ
ンレス鋼を鋼管として製造する方法が、また、特開平４
−99127号公報および特開平４−99128号公報には、低Ｃ
のマルテンサイト系ステンレス鋼管を製造する方法が記
載されている。一方、特開平５−263139号公報には、Cr
を12〜14重量％含有する油井用鋼管を、電縫鋼管として
製造する方法が記載されている。また、特開平６−1009
43号公報には、Ni,Cu,C,N,Mo量が所定の条件を満足する
マルテンサイト系ステンレス鋼を鋼管とした後、所定の
条件で焼入焼戻処理する方法が記載されている。しか
し、これらの方法は鋼管を造管した後に焼ならし−焼戻
しなどの熱処理を行なうものであって、製造コストが高
い、あるいは鋼管表面に酸化スケールが生成するなどの
難点を有している。さらに、特開平６−100943号公報記
載の方法では、対照とする鋼のＣを低減しているもの
の、Ｎは0.03〜0.07％も含有しており、溶接性が著しく
悪く、ラインパイプとして実用には耐えない。
さらに、こうした焼入焼戻処理によって強度を調整す
る方法では、低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼の場合
には、Ni,Mn,Cuなどの焼入性を高める合金元素を多量に
含有させているため約戻温度をあまり高くできず、従っ
て高強度の鋼管は比較的容易に製造できる反面、強度が
低い鋼管はかえって製造が困難であった。溶接構造物の
場合には、溶接金属の強度すなわち引張強さあるいは降
伏強さが母材よりも高い方が好まれる場合が多く、マル
テンサイト系ステンレス鋼を溶接構造物とするには注意
を要することが多かった。これは、たとえＣ量を低下さ
せた鋼であっても、焼入約戻熱処理する場合には同様で
あった。加えて、硫化水素を含有する酸性環境では、硫
化物応力割れを防止するためには強度が低い方が特に好
ましく、このためには母材の強度が低い鋼および鋼管が
強く望まれていた。これに対して、従来の焼入焼戻法で
製造したマルテンサイト系ステンレス鋼は、低Ｃあるい
は低Ｃ＋Ｎであっても、また中〜高Ｃであっても、降伏
強度がAPI規格のＸ−80クラスあるいはＬ−80クラス
（いずれも公称降伏応力が551N/mm2以上）は可能であっ
たが、Ｘ−65クラス（公称降伏応力が484N/mm2以上）に
低下させることは著しく困難であった。
特開平５−255736号公報には、成分を限定した鋼に11
00℃以下の温度域で65％以上の加工度を加えるマルテン
サイトステンレス鋼の製造方法が記載されている。しか
し、この方法の主目的は管の鋸断あるいはブルームの鋸
断のために必要な程度に管あるいはブルームを軟化させ
ることであって、鋼材あるいは鋼管といった最終製品と
して、耐食性や溶接性のような重要な特性を得ることを
目的としたものではない。
特願平４−291830号明細書には、成分を限定した鋼に
750℃以上1100℃以下の温度で全圧下量が65％以上の加
工を加え、かつ冷却速度≦0.1℃/sで冷却させた後に、
再度オーステナイト化温度で焼準化処理を行い、次にA
c1点直下で焼戻処理を行うマルテンサイトステンレス鋼
の製造方法が記載されている。しかし、この方法では中
間製品の鋸切断に必要な程度の軟化しか得られず、鋼材
あるいは鋼管としての必要特性を得ることは困難であ
る。さらに、この方法はあくまでも最終製品において焼
準（冶金学的には焼入に相当する）−焼戻熱処理を施す
ものであって、前述の場合と同様にコストが高いばかり
ではなく、充分に強度を低下させることは困難であっ
た。
発明の開示 本発明はこうした現状に鑑みて、炭酸ガス含有環境あ
るいは硫化水素含有酸性環境等で優れた耐食性を有し、
溶接性、特に、溶接部靭性と溶接熱影響部靭性にも優れ
る鋼材および鋼管を低コストかつ容易に製造する方法を
提供することを目的としている。
本発明の耐食性および溶接性、特に、溶接部靭性と溶
接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法は以下の通りで
ある。
（１）質量％で、 Si:0.01 〜 0.6％、 Mn:0.02 〜 1.8％、 Cr:7.5 〜14.0％、 Cu:1.5 〜 4.0％、 Al:0.005〜 0.10％ を含有し、 Ｃを0.02％以下、 Ｎを0.02％以下、 Ｐを0.025％以下、 Ｓを0.01％以下 に低減し、残部はFeおよび不可避不純物からなる鋼片
を、1100〜1300℃の温度に加熱した後に、1050℃以下の
温度における累積圧下量が65％以上で、かつ圧延終了温
度が800℃以上で熱間圧延を終了し、少なくとも500℃ま
でを0.02℃／秒未満の冷却速度で冷却して、金属組織が
実質的にフェライトからなることを特徴とする耐食性お
よび溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造
方法。
（２）熱間圧延終了後の鋼を500℃以下に冷却した後
に、650℃以上で、かつ下式を満足する条件に再加熱す
る前記（１）に記載の耐食性および溶接部靭性と溶接熱
影響部靭性に優れた鋼材の製造方法。
Ｔ×（logt＋21）≧21000 ここで、Ｔは再加熱温度（Ｋ） ｔは再加熱の保持時間（min） （３）鋼片が付加成分としてさらに、質量％で、 Ni:1.5％以下、 Co:1.0％以下、 Mo:3.0％以下、 W :3.0％以下 の１種あるいは２種以上を含有し、かつNi＋Coの合計含
有量は1.5％以下、Mo＋Ｗの合計含有量は3.0％以下であ
る前記（１）または（２）に記載の耐食性および溶接部
靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法。
（４）鋼片が付加成分としてさらに、質量％で、 Nb,V,Ti,Zr,Ta の１種または２種以上の合計含有量で1.0％以下を含有
する前記（１），（２）または（３）に記載の耐食性お
よび溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造
方法。
（５）鋼片のＣとＮの含有量が、質量％で、 Ｃを0.015％以下、 Ｎを0.015％以下 に低減し、かつＣとＮの合計量を0.02％以下とする前記
（１）から（４）のいずれかに記載の耐食性および溶接
部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法。
（６）鋼片成分の下式で与えられるMC値が０以上である
前記（１）から（５）のいずれかに記載の耐食性および
溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方
法。
MC値＝80＋420［％Ｃ］＋440［％Ｎ］ ＋30(［％Ni］＋［％Cu］＋［％Co］)＋15［％Mn］ −12(［％Si］＋［％Cr］＋［％Mo］)−24［％Nb］ −48(［％Ｖ］＋［％Ti］＋［％Al］)−６［％Ｗ］ ここで、［％Ｘ］は質量％で表わした元素Ｘの含有量 本発明の耐食性および溶接部靭性と溶接熱影響部靭性
に優れた鋼管の製造方法は以下の通りである。
（７）質量％で、 Si:0.01 〜 0.6％、 Mn:0.02 〜 1.8％、 Cr:7.5 〜14.0％、 Cu:1.5 〜 4.0％、 Al:0.005〜 0.10％ を含有し、 Ｃを0.02％以下、 Ｎを0.02％以下、 Ｐを0.025％以下、 Ｓを0.01％以下 に低減し、残部はFeおよび不可避不純物からなる鋼片
を、下記の工程，で順次鋼管とすることを特徴とす
る耐食性および溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた
鋼管の製造方法。
鋼片を1100〜1300℃の温度に加熱した後に、金属組織
が実質的にオーステナイト単相である温度領域かつ1050
℃以下の温度における累積圧下量が65％以上となるよう
に熱間圧延を終了して、板厚が3.0mm以上25.4mm以下の
ホットコイルとし、金属組織が実質的にオーステナイト
単相である温度領域でホットコイルとして巻き取った
後、少なくとも500℃までを0.02℃／秒未満の冷却速度
で冷却して、金属組織が実質的にフェライトからなる鋼
板とする工程。
上記ホットコイルを所定の幅に切断した後、連続的に
円筒状に成形しつつ鋼帯両端を電気抵抗溶接して電縫鋼
管として造管する工程。
（８）ホットコイルを500℃以下に冷却した後造管前
に、650℃以上で、かつ下式を満足する条件に再加熱す
る前記（７）に記載の耐食性および溶接部靭性と溶接熱
影響部靭性に優れた鋼管の製造方法。
Ｔ×（logt＋21）≧21000 ここで、Ｔは再加熱温度（Ｋ） ｔは再加熱の保持時間（min） （９）鋼片が付加成分としてさらに、質量％で、 Ni:1.5％以下、 Co:1.0％以下、 Mo:3.0％以下、 W :3.0％以下 の１種あるいは２種以上を含有し、かつNi＋Coの合計含
有量は1.5％以下、Mo＋Ｗの合計含有量は3.0％以下であ
る前記（７）または（８）に記載の耐食性および溶接部
靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼管の製造方法。
（10）鋼片が付加成分としてさらに、質量％で、 Nb,V,Ti,Zr,Ta の１種または２種以上の合計含有量で1.0％以下を含有
する前記（７），（８）または（９）に記載の耐食性お
よび溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼管の製造
方法。
（11）鋼片のＣとＮの含有量が、質量％で、 Ｃを0.015％以下、 Ｎを0.015％以下 に低減し、かつＣとＮの合計量を0.02％以下とする前記
（７）から（10）のいずれかに記載の耐食性および溶接
部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼管の製造方法。
（12）鋼片成分の下式で与えられるMC値が０以上である
前記（７）から（11）のいずれかに記載の耐食性および
溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼管の製造方
法。
MC値＝80＋420［％Ｃ］＋440［％Ｎ］ ＋30(［％Ni］＋［％Cu］＋［％Co］)＋15［％Mn］ −12(［％Si］＋［％Cr］＋［％Mo］)−24［％Nb］ −48(［％Ｖ］＋［％Ti］＋［％Al］)−６［％Ｗ］ ここで、［％Ｘ］は質量％で表わした元素Ｘの含有量 （13）電縫溶接によって造管し、電縫部の温度がMs点以
下まで低下した後、少なくとも電縫部とその両側2mm以
内を含んだ部分を650℃以上Ac1変態点以下の温度に再加
熱した後冷却する前記（７）から（12）のいずれかに記
載の耐食性および溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れ
た鋼管の製造方法。
（14）電縫溶接によって造管した後に、少なくとも電縫
部とその両側2mm以内を含んだ部分をAc3変態点＋50℃以
上に再加熱した後に急冷してMs点以下の温度まで冷却
し、さらに少なくとも電縫部とのその両側2mm以内を含
んだ部分を650℃以上Ac1変態点以下の温度に再加熱した
後冷却する前記（７）から（12）のいずれかに記載の耐
食性および溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼管
の製造方法。
（15）少なくとも電縫部とその両側2mm以内を含んだ部
分を650℃以上Ac1変態点以下の温度に再加熱した後冷却
する際、鋼管全体を該温度に再加熱する前記（13）また
は（14）に記載の耐食性および溶接部靭性と溶接熱影響
部靭性に優れた鋼管の製造方法。
（16）少なくとも電縫部とその両側2mm以内を含んだ部
分を650℃以上Ac1変態点以下の温度に再加熱した後冷却
する際、ポストアニーラによって電縫部近傍のみを該温
度に再加熱する前記（13）または（14）に記載の耐食性
および溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼管の製
造方法。
発明を実施するための最良の形態 従来の炭酸ガスを多く含有する石油・天然ガスの耐食
材料として検討されて来たステンレス鋼のAISI420鋼に
おいては、焼入焼戻処理で焼戻温度をあまり高くでき
ず、高強度の鋼管は比較的容易に製造できるが、強度の
低い鋼管の製造には適していなかった。また、溶接構造
物の場合には、母材より強度の高い溶接金属が好まし
く、この点からも母材の強度が低い鋼材および鋼管が必
要とされていた。本発明は前記問題点を解決するもの
で、降伏強度500〜560N/mm2程度の鋼材および鋼管を低
コストで製造可能とし、かつ溶接熱影響部の硬さの上昇
を抑制し、さらに耐食性あるいは溶接部靭性の改善を達
成したものである。
そのため、本発明の鋼材および鋼管の製造方法は、鋼
の化学成分の範囲を耐食性および溶接部靭性と溶接熱影
響部靭性から限定し、かつ組織をフェライト主体とする
ための製造条件として、熱間加工条件および加工後の冷
却条件の最適化をなし達成したものである。
以下に、本発明の耐食性あるいは溶接部靭性と溶接熱
影響部靭性に優れた鋼管の製造条件の限定理由について
述べる。先ず、化学成分としての各成分の限定理由につ
いて説明する。なお、％は特に明記しない限り質量％を
意味する。
Si: Siは、Crを7.5〜14.0％含有する鋼に脱酸剤および強
化元素として添加することが有効であるが、含有量が0.
01％未満ではその脱酸効果が充分ではなく、0.6％を超
えて含有させてもその効果は飽和するばかりか衝撃靱性
と電縫溶接性を低下させるので、Siの含有量範囲は0.01
〜0.6％に限定する。さらに、他の合金元素の添加量や
製造条件との組み合わせで必要な強度が得られる場合に
は、Siは多量に添加する必要はなく、Siの添加量は脱酸
に必要充分な量として0.2％以下に低減することが好ま
しい。
Mn: Mnは、Crを7.5〜14.0％含有する鋼の脱酸剤として必
要で、0.02％以上を含有させる必要がある。また、Mnは
高温におけるオーステナイト組織を安定にする上でも有
用な元素である。しかし、1.8％を超えて含有させて
も、その効果はもはや飽和しているばかりか、過剰にMn
を含有させることは製鋼上の困難を招くので、上限含有
量は1.8％とする。
Cr: Crは、本発明が目的とする耐食性を確保するために7.
5％以上を含有させることが必要であるが、14.0％を超
えて含有させると、コストをいたずらに上昇させるばか
りではなく、衝撃靱性が低下する。従って、Crの含有量
は7.5〜14.0％とする。
Cu: Cuは、ＣとＮを低減した高Cr含有鋼に添加して、高温
における金属組織をオーステナイト主体とするために、
必要かつ有用な元素である。Cuの含有量が1.5％未満で
は、高温でオーステナイトが安定ではなく、フェライト
が生成しやすくなる。熱間加工時にフェライトが既に生
成し、オーステナイト中に存在していると、熱間加工性
を低下させる上に、冷却後の衝撃靱性が著しく低下す
る。高温での金属組織をオーステナイト単相とするため
に、Cuは1.5％以上添加しなければならない。一方、Cu
を4.0％を超えて添加すると、熱間加工後に冷却速度を
制御して冷却したとしても、フェライト変態させること
が困難になるので、Cuの上限含有量は4.0％とする。
Al: Alは、脱酸剤として0.005％以上の添加が必要であ
る。しかし、0.10％を超えて添加すると、粗大な酸化物
系介在物を形成して耐応力腐食割れ性を低下させるの
で、上限含有量は0.10％とする。
C: Ｃは、Crと炭化物を形成して靱性および耐食性を低下
させ、また溶接熱影響部の硬さを大きく上昇させるとと
もに、溶接部の靭性を低下させるので、Ｃの含有量は0.
02％以下に限定する。
N: Ｎは、溶接部の靱性を低下させるとともに溶接熱影響
部の硬さを大きく上昇させ、溶接熱影響部の靭性を低下
させるので、Ｎの含有量は0.02％以下に限定する。
さらに、ラインパイプや圧力容器などの溶接構造物な
どとして、特に溶接熱影響部の硬さを低減し、溶接熱影
響部の靭性を改善する必要が高い場合には、Ｃ含有量は
0.015％以下、Ｎ含有量は0.015％以下とし、Ｃ＋Ｎ合計
含有量を0.02％以下とすることがより好ましい。
P: Ｐは多量に存在すると靱性を低下させるので、0.025
％以下に低減することが必要であり、少ないほど好まし
い。
S: Ｓも多量に存在すると熱間加工性、延性および耐食性
を低下させるので、少ない方が望ましく、0.01％以下に
低減することが必要である。
以上が、本発明が対象とする鋼の基本的成分である
が、必要に応じてさらに以下の元素を添加して、特性を
一段と向上させることができる。
Ni,Co: Ni,Coは、Crを7.5〜14.0％含有する鋼に添加すると耐
食性と衝撃靱性を高めるのに顕著な効果があり、添加が
有効である。しかし、Ni単独あるいはNi＋Coの合計量が
1.5％を超えると、熱間圧延条件あるいは熱延後の条件
をいかに制御しても組織を実質的にフェライトとして強
度を低下させることが困難になるので、Niの上限含有量
およびNi＋Coの合計の上限は1.5％とする。また、Coを
1.0％を超えて添加しても効果は飽和するのにコストを
増加させるので、Co単独あるいはNi＋Co複合添加におけ
るCoの含有量は1.0％以下とする。
Mo,W: Mo,Wは、Crを7.5〜14.0％含有する鋼に添加して、湿
潤炭酸ガス環境における耐食性を改善する効果がある。
両元素単独あるいは合計の含有量が3.0％を超えると、
効果はもはや飽和するのに対して、熱間加工性や高温に
おける組織安定性を確保するために、Ni,Co等の合金元
素を上記上限量を超えてさらに多量に含有させなければ
ならなくなり、熱延条件やその後の冷却条件の制御で鋼
板あるいは鋼管の強度を低下させることが困難になる。
従って、MoおよびＷの上限含有量は3.0％とし、かつMo
＋Ｗの合計含有量も3.0％以下とする。
Nb,V,Ti,Zr,Ta: Nb,V,Ti,Zr,Taは、Crを7.5〜14.0％含有する鋼に添加
すると、溶接熱影響部の硬さを低減する効果が大であ
り、また耐食性を改善する効果もある。しかし、過剰に
添加してもこれらの効果は飽和するのに対して、母材の
靱性を低下させるので、Nb,V,Ti,Zr,Taの１種または２
種以上の合計含有量で1.0％を超えないものとする。特
に優れた母材靱性を必要とする場合には、Nb,V,Ti,Zr,T
aの１種または２種以上の合計含有量で0.5％を超えない
ことが好ましい。一方、溶接熱影響部の硬さを充分に低
下させるためには、Nb,V,Ti,Zr,Taの１種または２種以
上の合計含有量が、0.1％以上であることが好ましい。
さらに、各元素の含有量の組み合わせとして、下式で
定義されるMC値が０以上であることがより好ましい。
MC値＝80＋420［％Ｃ］＋440［％Ｎ］ ＋30(［％Ni］＋［％Cu］＋［％Co］)＋15［％Mn］ −12(［％Si］＋［％Cr］＋［％Mo］)−24［％Nb］ −48(［％Ｖ］＋［％Ti］＋［％Al］)−６［％Ｗ］ ここで、［％Ｘ］は質量％で表わした元素Ｘの含有量 MC値が０未満では、高温においてδフェライトが生成
する可能性がある。熱間圧延域でδフェライトが多量に
存在すると、鋼板あるいは鋼管の衝撃靱性および強度が
低下する。これを回避するためには、MC値を０以上とし
ておけば、高温でδフェライトが生成することはなく、
実質的にオーステナイトからなる組織が得られ、これを
冷却途中にフェライト変態させることによって、靱性に
優れかつ適切な強度の鋼板および鋼管を得ることができ
る。
本発明においては、上記成分の他に、スクラップ等か
らの混入不純物として、あるいは靱性や加工性などを調
整する目的で、B,Hfなどを鋼に含有することができる。
あるいはさらに、熱間加工性や衝撃靱性の改善等を目的
として、希土類元素（REM）、Ca,Mgなどを含有させるこ
とも可能であり、これらの元素を添加したとしても、本
発明の範囲を逸脱するものではない。なお、ここで希土
類元素とは元素番号が57〜71番および89〜103番の元素
およびＹを指す。また、本発明では酸素の含有量は特に
限定はしていないが、酸素は酸化物系非金属介在物を生
成する根源となる不純物であるから少ないほど好まし
く、0.004％以下とするとより好ましい。
次に、本発明の工程とその限定理由を説明する。
鋼片加熱温度： 鋼片をその中心部まで均一に加熱して、熱間圧延にお
ける熱間加工性を確保する必要がある。しかし、1300℃
を超えて加熱すると、酸化スケール生成による材料損失
が著しくなって、製造歩留が低下する。一方、加熱温度
が1100℃未満では、熱間圧延における変形抵抗が大きく
なりすぎる。従って、鋼片加熱温度は1100〜1300℃とす
る。
熱間圧延： 熱間圧延には通常の厚板圧延やホットコイル圧延を用
いることができる。ホットコイルの場合は、油井管ある
いはラインパイプとしての実用性から、板厚は3.0mm以
上25.4mm以下とする。後続の電縫溶接における生産性の
観点から、電縫鋼管用の鋼の形状はホットコイルとす
る。
圧延条件： 熱間圧延後の冷却において金属組織を実質的にフェラ
イトからなる鋼材とするために、金属組織が実質的にオ
ーステナイト単相である温度領域で熱間圧延を完了し、
かつ1050℃以下の温度における累積圧下量を65％以上と
しなければならない。これは、1050℃を超える高温での
圧下は冷却途中のフェライト変態促進の効果がなく、オ
ーステナイト域で熱延が終了した鋼を充分にフェライト
変態させるためには、低温、即ち1050℃以下の温度にお
ける累積圧下量を65％以上とする必要があるためであ
る。1050℃以下の累積圧下量が65％未満の場合には、オ
ーステナイトが充分にフェライトに変態せず、一部ある
いは大部分がマルテンサイトに変態してしまい、靱性が
低下するのに加えて、強度を適切なレベルに低下させる
ことが困難である。一方、熱延温度が低すぎると、熱延
途中にフェライト変態が始まってフェライトが熱間加工
されて靱性が低下するか、あるいはフェライト変態可能
な温度よりも低くなってしまうために、フェライト変態
が実行的に進行しなくなるので、熱間圧延は800℃以上
で終了しなけれならない。さらに、熱間圧延後により安
定してフェライト組織を得るためには、1050℃以下にお
ける累積圧下量を75％以上とするか、1000℃以下におけ
る累積圧下量を65％以下とすると、より好ましい。
冷却条件： 熱間圧延が終了した鋼材、あるいは熱間圧延後巻き取
ったホットコイルを冷却する際には、少なくとも500℃
までを0.02℃／秒未満の冷却速度で冷却しなければなら
ない。これは熱間加工されたオーステナイトを充分にフ
ェライト変態させるためである。冷却速度が0.02℃／秒
以上では、1050℃以下でオーステナイトを加工したとし
ても、フェライト変態が充分に進行せず、従ってオース
テナイトの一部あるいは大部分が冷却途中でマルテンサ
イト変態してしまい、組織的に不均一になって衝撃靱性
が低下するのに加えて、ラインパイプあるいは圧力容器
用として適切な強度レベルに低下させることが困難であ
る。一方、本発明法が対象とする鋼では、オーステナイ
トからのフェライト変態は500℃までには完了している
ので、500℃未満ではいかなる冷却速度としても良い。
鋼板を徐冷するには、１枚ごとに保熱して徐冷しても
良いが、２枚以上の鋼板を重ねた上で、徐冷カバー等を
かぶせて徐冷すると効率的である。ホットコイルの場合
も、ホットコイル１本ごとに保熱カバー等をかぶせて徐
冷しても良いし、複数のホットコイルを重ねて、あるい
は横に並べて、ひとつの保熱カバーで複数コイルを徐冷
すると効率的である。
再加熱： 熱間加工されたオーステナイトから変態したフェライ
トの強度をさらに低下させるため、および衝撃靱性を一
段と優れたものとするためには、再加熱が有効である。
鋼材あるいはホットコイルの再加熱は、熱間加工後に一
旦500℃以下に冷却して、充分にフェライト変態させた
後に行わなければならない。500℃以下に冷却する前に
再加熱すると効果が不充分である。これに対して、一旦
鋼材あるいはホットコイルの温度が500℃以下になった
らば、常温まで冷却されないうちに再加熱しても良く、
あるいは常温まで冷却してから650℃以上Ac1変態点以下
に再加熱しても、いずれでも良い。
再加熱の目的は、高温に再加熱してCuを過時効領域に
保持して析出させ、強度を低下させることである。従っ
て、再加熱する場合には、Cuが強度に寄与しない領域で
過時効しなければならず、そのためには650℃以上が必
要である。再加熱温度が650℃未満では強度低下が不充
分であるし、特に、再加熱温度が600℃未満では逆にCu
が微細析出して強度を上昇させるとともに衝撃靱性を低
下させる恐れがある。
さらに、再加熱に際して、再加熱温度Ｔ（Ｋ）および
保持時間ｔ（min）がＴ×（logt＋21）≧21000を満足す
るように再加熱条件を設定すると、熱間加工されたオー
ステナイトから変態したフェライトの強度を充分に低下
させるため、および衝撃靱性を一段と優れたものとする
ために一段と有効である。
再加熱の雰囲気は大気でも良いが、鋼表面の酸化スケ
ールを低減し、耐食性を低下させず、鋼管の製造歩留を
向上させるためには、再加熱の雰囲気は弱酸化雰囲気、
無酸化雰囲気あるいは還元性雰囲気であるとより好まし
い。例えば、５〜15％の水素を含有し、残部が窒素ある
いはアルゴンガスからなる混合ガスを用いると効果的で
ある。
鋼材の再加熱は、熱間圧延後の鋼板を再加熱すること
は勿論、熱間圧延鋼板を圧力容器や各種構造体に加工し
た後の中間段階あるいは製品段階で再加熱することも、
Cuを過時効析出させて鋼の強度を適切なレベルに調整す
る上で有効である。ホットコイルを電縫鋼管に製造する
場合には、ホットコイル段階で再加熱しても良いし、ホ
ットコイルを電縫鋼管として造管する直前に鋼管全体を
再加熱しても良い。要するに、鋼片を所定の条件で熱間
圧延し、冷却した後、造管するまでのいずれかの段階で
650℃以上で、かつＴ×（log t＋21）≧21000を満足す
る条件に再加熱することが有効である。どの段階で再加
熱するかは、製品の形状、サイズ、用途、他の二次加工
などに応じて選択することができる。
ホットコイルの成形および電縫溶接： ホットコイルの成形および電縫溶接には通常の電縫鋼
管製造工程を採用でき、油井管あるいはラインパイプな
どとして必要な外径に応じて、所定の幅に鋼帯を切断し
てから、連続的に円筒状に成形しつつ鋼帯両端を電気抵
抗溶接して、電縫鋼管として造管する。
本発明においては、必要に応じて上記の工程に加え
て、電縫溶接によって造管し、電縫部の温度がMs点以下
まで低下した後、少なくとも電縫部とその両側2mm以内
を含んだ部分を650℃以上Ac1変態点以下の温度に再加熱
した後冷却する工程を付加しても良い。この工程の目的
は、電縫溶接時に局部的に生成した硬化組織の硬さを低
下させ、電縫部の靱性を改善することである。本発明方
法が対象とする鋼は焼入性が良いために、電縫部は通常
の冷却速度ではマルテンサイト変態するが、かかる電縫
部の再加熱は、電縫部の温度がMs点以下に低下した後で
なければ再加熱の効果がない。局部的に生成した硬化組
織の硬さを充分に低下させるためには、再加熱温度は65
0℃以上とする。しかし、再加熱温度がAc1変態点を超え
ると、その後の冷却でフレッシュ・マルテンサイトを生
成して、母材の靱性や耐応力腐食割れ性が低下する。
電縫部の再加熱は、例えばポストアニーラを使用し
て、電縫溶接直後に電縫部近傍のみを再加熱しても良い
し、あるいは鋼管全体を加熱しても良い。重要なこと
は、電縫部とその両側2mm以内を含んで再加熱すること
である。
また、本発明においては、必要に応じて前記の工程に
加えて、少なくとも電縫部とその両側2mm以内を含んだ
部分をAc3変異点＋50℃以上に再加熱した後に急冷してM
s点以下の温度まで冷却し、さらに、少なくとも電縫部
とその両側2mm以内を含んだ部分を650℃以上Ac1変異点
以下の温度に再加熱した後冷却する工程を付加しても良
い。この工程の目的は、電縫溶接時に生じた金属組織の
不均一を低減して、電縫部の靱性を改善することであ
る。少なくとも電縫部とその両側2mm以内を含んだ部分A
c3変態点＋50℃以上に再加熱するに際しては、ポストア
ニーラを使用して、電縫溶接直後に電縫部近傍のみを再
加熱することが好ましい。鋼管全体を加熱すると、鋼管
全体を焼入することになって、ホットコイルで確保した
材質が失なわれる。Ac3変態点＋50℃以上に再加熱した
後は、急冷してMs点以下の温度まで冷却する必要がある
が、これはMs点以下の温度になる前に650℃以上Ac1変態
点以下の温度に再加熱しても、その効果が発揮されない
からである。特に、ポストアニーラでインラインで連続
して処理する場合には、急冷が必須である。一方、少な
くとも電縫部とその両側2mm以内を含んだ部分を650℃以
上Ac1変態点以下の温度に再加熱するに際しては、例え
ばポストアニーラを使用して電縫溶接直後に電縫部近傍
のみを再加熱しても良いし、あるいは鋼管全体を加熱し
ても良い。
本発明方法によって製造した鋼材は、鋼板として使用
しても良く、鋼板を圧力容器や各種部品、あるいは構造
部材として加工して使用しても良い。あるいは、鋼板を
UOE鋼管として造管して配管に使用することも可能であ
るし、ベンディングロール法によって成形し溶接して、
厚肉・大径の鋼管とすることもできる。また、本発明方
法によってホットコイルを製造した場合には、電縫鋼管
だけではなく、スパイラル鋼管に使用することもでき
る。
実施例 以下、本発明の実施例について説明する。
実施例１ 第１表に成分を示す鋼を溶製し、厚さ240mmの鋼片と
した後、通常の熱間圧延工程によって、第２表に示す条
件で板厚20mmの鋼板を製造した。なお、熱間圧延におけ
る鋼片加熱温度は1230℃とした。比較例15はAISI420相
当鋼である。各鋼板から引張試験片を採取して、引張試
験を実施して降伏強度を測定した。
次に、これらの鋼板を手溶接によって溶接して溶接継
手を作成した。溶接入熱は17kJ/cmとした。母材および
該溶接部の熱影響部からJIS4号衝撃試験片（フルサイ
ズ）を採取して、衝撃試験を実施した。また、溶接熱影
響部の最高硬さを、荷重1kgのビッカース硬さとして測
定した。一方、各鋼管の母材から試験片を採取して、湿
潤炭酸ガス環境における腐食試験を行なった。湿潤炭酸
ガス環境における腐食試験としては、厚さ3mm、幅15m
m、長さ50mmの試験片を用い、試験温度120℃あるいは15
0℃のオートクレーブ中で、炭酸ガス40気圧の条件で５
％NaCl水溶液中に30日間浸漬して、試験前後の質量変化
から腐食速度を算出した。腐食速度の単位はmm/yで表わ
したが、一般にある環境におけるある材料の腐食速度が
0.1mm/y未満の場合、材料は充分耐食的であり、使用可
能であると考えられている。
試験結果を第２表にあわせて示した。第２表の衝撃試
験結果において、○は破面遷移温度が−30℃以下、×は
破面遷移温度が−30℃を超えて０℃以下、××は破面遷
移温度が０℃超であったことをそれぞれ表わしている。
第２表の溶接熱影響部最高硬さにおいて、○は最高硬さ
が300未満、×は最高硬さが300以上450未満、××は最
高硬さが450以上であったことをそれぞれ表わしてい
る。また、第２表の腐食試験結果において、◎は腐食速
度が0.05mm/y未満、○は腐食速度が0.05mm/y以上0.10mm
/y未満、×は腐食速度が0.1mm/y以上0.5mm/y未満、××
は腐食速度が0.5mm/y以上であったことをそれぞれ表わ
している。
第２表から明らかなように、本発明例１〜12は、降伏
強度が500〜560N/mm2とこの種の鋼としては低く、かつ
構造物としては充分な強度を有しており、いずれも母材
および溶接熱影響部の衝撃靱性が優れ、溶接熱影響部の
最高硬さが低く、湿潤炭酸ガス環境において優れた耐食
性を示しており、優れた耐食性と溶接熱影響部靭性を有
していることがわかる。即ち、鋼板に焼入−焼戻あるい
は焼準−焼戻のような熱処理を施さず、低コストかつ高
生産性で特性の優れた鋼が製造できた。
これに対して、比較例はいずれも充分な特性が得られ
ていなかった。比較例13は成分が不適切で、かつ熱間圧
延後の例各速度が速すぎたために、強度が極度に高い上
に、特性が悪かった。また、比較例14は、成分が不適切
であったために構造物として必要な強度を満たさない上
に、衝撃靱性が悪かった。比較例15は、成分が不適切で
あったために強度が高すぎる上に、溶接割れを生じて溶
接熱影響部の衝撃試験が実施できなかった。比較例16
は、熱間圧延後の冷却速度が速すぎたために、強度が極
度に高い上に、母材の衝撃靱性に劣った。比較例17は、
Ni量が高いために熱間圧延後の冷却では強度が低下しな
かった。
実施例２ 第３表に成分を示す鋼を溶製し、厚さ240mmの鋼片と
した後、通常の熱間圧延工程によって、第４表に示す条
件で板厚11mmのホットコイルとし、さらに電縫鋼管ライ
ンで外径323.9mmの電縫鋼管として造管した。なお、熱
間圧延における鋼片加熱温度は1230℃とした。比較例17
はAISI420相当鋼である。各鋼板から引張試験片を採取
して、引張試験を実施して降伏強度を測定した。
次に、ラインパイプの敷設時における現地円周溶接に
相当する溶接として、これらの鋼板を手溶接によって溶
接して溶接継手を作成した。溶接入熱は17kJ/cmとし、
溶接材料は24.8％Cr−8.1％Ni−1.8％Mo−0.017％Ｃの
二相ステンレス鋼系溶接棒とした。この溶接棒はステン
レス鋼としては非常に高い継手引張強度が得られる。母
材および該溶接部の熱影響部からJIS4号衝撃試験片（フ
ルサイズ）を採取して、衝撃試験を実施した。また、溶
接熱影響部の最高硬さを、荷重1kgのビッカース硬さと
して測定した。一方、各鋼管の母材から試験片を採取し
て、湿潤炭酸ガス環境における腐食試験を行なった。湿
潤炭酸ガス環境における腐食試験は、実施例１と同じ手
順と条件とした。また、溶接金属、溶接熱影響部および
母材を含んで鋼管の長手方向に引張試験片を採取し、溶
接部の引張試験を行なった。
試験結果を第４表にあわせて示した。第４表の腐食試
験結果、溶接熱影響部最高硬さ、衝撃試験結果におい
て、記号の意味は実施例１と同じである。また、第４表
の溶接部の引張試験結果の、○は母材で破断したことを
示し、×は溶接金属で破断したことを示し、△は母材で
破断したものの溶接金属も大きく変形したことを示す。
第４表から明らかなように、本発明例１〜12は、降伏
強度が500〜560N/mm2とAPI X−65〜Ｘ−70クラスの強度
が得られており、ラインパイプや配管として必要充分な
値である。また、いずれも母材および溶接熱影響部の衝
撃靱性が優れ、溶接熱影響部の最高硬さが低く、湿潤炭
酸ガス環境において優れた耐食性を示しており、優れた
耐食性と溶接熱影響部靭性を有していることがわかる。
また、本発明例１〜12を使用した場合には、溶接部引張
試験の破断位置はいずれも母材であり、靭性の優れた溶
接部が得られる。これは溶接金属を母材よりも強くした
いという工業的要請にも応えるものである。
即ち、鋼管に焼入−焼戻あるいは焼準−焼戻のような
熱処理を施さず、低コストかつ高生産性で特性の優れた
鋼管が製造できた。
これに対して、比較例はいずれも充分な特性が得られ
ていなかった。比較例13は、熱間圧延後の冷却速度が速
すぎたために、強度が極度に高い上に、特性が悪かっ
た。また、比較例14は、成分が不適切であったためにラ
インパイプや配管として必要な強度を満たさない上に、
衝撃靱性が悪かった。比較例15は、成分が不適切であっ
たために強度が高すぎる上に、溶接熱影響部の硬さが硬
く、衝撃靱性に劣った。比較例16は、Ni量が高いために
熱間圧延後の冷却では強度が低下せず、従って溶接部の
引張試験では溶接金属で破断した。比較例17は、成分が
不適切であったために強度が高すぎる上に、溶接割れを
生じて溶接熱影響部の衝撃試験および溶接部引張試験は
実施できなかった。
以上述べたように、本発明は耐食性および溶接部靭性
と溶接熱影響部靭性に優れた鋼および鋼管を低コストか
つ生産性良く製造することを可能としたものであり、産
業の発展に貢献するところが極めて大である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−236225（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−56517（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−217444（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−35634（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−123024（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−191319（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60

Claims (16)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】質量％で、 Si:0.01〜0.6％、 Mn:0.02〜1.8％、 Cr:7.5〜14.0％、 Cu:1.5〜4.0％、 Al:0.005〜0.10％ を含有し、 Ｃを0.02％以下、 Ｎを0.02％以下、 Ｐを0.025％以下、 Ｓを0.01％以下 に低減し、残部はFeおよび不可避不純物からなる鋼片
    を、1100〜1300℃の温度に加熱した後に、1050℃以下の
    温度における累積圧下量が65％以上で、かつ圧延終了温
    度が800℃以上で熱間圧延を終了し、少なくとも500℃ま
    でを0.02℃／秒未満の冷却速度で冷却して、金属組織が
    実質的にフェライトからなることを特徴とする耐食性お
    よび溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造
    方法。
  2. 【請求項２】熱間圧延終了後の鋼を500℃以下に冷却し
    た後に、650℃以上で、かつ下式を満足する条件に再加
    熱する請求の範囲１に記載の耐食性および溶接部靭性と
    溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法。 Ｔ×（logt＋21）≧21000 ここで、Ｔは再加熱温度（Ｋ） ｔは再加熱の保持時間（min）
  3. 【請求項３】鋼片が付加成分としてさらに、質量％で、 Ni:1.5％以下、 Co:1.0％以下、 Mo:3.0％以下、 W:3.0％以下 の１種あるいは２種以上を含有し、かつNi＋Coの合計含
    有量は1.5％以下、Mo＋Ｗの合計含有量は3.0％以下であ
    る請求の範囲１または２に記載の耐食性および溶接部靭
    性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法。
  4. 【請求項４】鋼片が付加成分としてさらに、質量％で、 Nb,V,Ti,Zr,Ta の１種または２種以上の合計含有量で1.0％以下を含有
    する請求の範囲1,2または３に記載の耐食性および溶接
    部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法。
  5. 【請求項５】鋼片のＣとＮの含有量が、質量％で、 Ｃを0.015％以下、 Ｎを0.015％以下 に低減し、かつＣとＮの合計量を0.02％以下とする請求
    の範囲１から４のいずれかに記載の耐食性および溶接部
    靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法。
  6. 【請求項６】鋼片成分の下式で与えられるMC値が０以上
    である請求の範囲１から５のいずれかに記載の耐食性お
    よび溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造
    方法。 MC値＝80＋420［％Ｃ］＋440［％Ｎ］ ＋30（［％Ni］＋［％Cu］＋［％Co］）＋15［％Mn］ −12（［％Si］＋［％Cr］＋［％Mo］）−24［％Nb］ −48（［％Ｖ］＋［％Ti］＋［％Al］）−６［％Ｗ］ ここで、［％Ｘ］は質量％で表わした元素Ｘの含有量
  7. 【請求項７】質量％で、 Si:0.01〜0.6％、 Mn:0.02〜1.8％、 Cr:7.5〜14.0％、 Cu:1.5〜4.0％、 Al:0.005〜0.10％ を含有し、 Ｃを0.02％以下、 Ｎを0.02％以下、 Ｐを0.025％以下、 Ｓを0.01％以下 に低減し、残部はFeおよび不可避不純物からなる鋼片
    を、下記の工程，で順次鋼管とすることを特徴とす
    る耐食性および溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた
    鋼管の製造方法。 鋼片を1100〜1300℃の温度に加熱した後に、金属組織
    が実質的にオーステナイト単相である温度領域かつ1050
    ℃以下の温度における累積圧下量が65％以上となるよう
    に熱間圧延を終了して、板厚が3.0mm以上25.4mm以下の
    ホットコイルとし、金属組織が実質的にオーステナイト
    単相である温度領域でホットコイルとして巻き取った
    後、少なくとも500℃までを0.02℃／秒未満の冷却速度
    で冷却して、金属組織が実質的にフェライトからなる鋼
    板とする工程。 上記ホットコイルを所定の幅に切断した後、連続的に
    円筒状に成形しつつ鋼帯両端を電気抵抗溶接して電縫鋼
    管として造管する工程。
  8. 【請求項８】ホットコイルを500℃以下に冷却した後造
    管前に、650℃以上で、かつ下式を満足する条件に再加
    熱する請求の範囲７に記載の耐食性および溶接部靭性と
    溶接熱影響部靭性に優れた鋼管の製造方法。 Ｔ×（logt＋21）≧21000 ここで、Ｔは再加熱温度（Ｋ） ｔは再加熱の保持時間（min）
  9. 【請求項９】鋼片が付加成分としてさらに、質量％で、 Ni:1.5％以下、 Co:1.0％以下、 Mo:3.0％以下、 W:3.0％以下 の１種あるいは２種以上を含有し、かつNi＋Coの合計含
    有量は1.5％以下、Mo＋Ｗの合計含有量は3.0％以下であ
    る請求の範囲７または８に記載の耐食性および溶接部靭
    性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼管の製造方法。
  10. 【請求項１０】鋼片が付加成分としてさらに、質量％
    で、 Nb,V,Ti,Zr,Ta の１種または２種以上の合計含有量で1.0％以下を含有
    する請求の範囲7,8または９に記載の耐食性および溶接
    部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼管の製造方法。
  11. 【請求項１１】鋼片のＣとＮの含有量が、質量％で、 Ｃを0.015％以下、 Ｎを0.015％以下 に低減し、かつＣとＮの合計量を0.02％以下とする請求
    の範囲７から10のいずれかに記載の耐食性および溶接部
    靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼管の製造方法。
  12. 【請求項１２】鋼片成分の下式で与えられるMC値が０以
    上である請求の範囲７から11のいずれかに記載の耐食性
    および溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼管の製
    造方法。 MC値＝80＋420［％Ｃ］＋440［％Ｎ］ ＋30（［％Ni］＋［％Cu］＋［％Co］）＋15［％Mn］ −12（［％Si］＋［％Cr］＋［％Mo］）−24［％Nb］ −48（［％Ｖ］＋［％Ti］＋［％Al］）−６［％Ｗ］ ここで、［％Ｘ］は質量％で表わした元素Ｘの含有量
  13. 【請求項１３】電縫溶接によって造管し、電縫部の温度
    がMs点以下まで低下した後、少なくとも電縫部とその両
    側2mm以内を含んだ部分を650℃以上Ac1変態点以下の温
    度に再加熱した後冷却する請求の範囲７から12のいずれ
    かに記載の耐食性および溶接部靭性と溶接熱影響部靭性
    に優れた鋼管の製造方法。
  14. 【請求項１４】電縫溶接によって造管した後に、少なく
    とも電縫部とその両側2mm以内を含んだ部分をAc3変態点
    ＋50℃以上に再加熱した後に急冷してMs点以下の温度ま
    で冷却し、さらに少なくとも電縫部とのその両側2mm以
    内を含んだ部分を650℃以上Ac1変態点以下の温度に再加
    熱した後冷却する請求の範囲７から12に記載の耐食性お
    よび溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼管の製造
    方法。
  15. 【請求項１５】少なくとも電縫部とその両側2mm以内を
    含んだ部分を650℃以上Ac1変態点以下の温度に再加熱し
    た後冷却する際、鋼管全体を該温度に再加熱する請求の
    範囲13または14に記載の耐食性および溶接部靭性と溶接
    熱影響部靭性に優れた鋼管の製造方法。
  16. 【請求項１６】少なくとも電縫部とその両側2mm以内を
    含んだ部分を650℃以上Ac1変態点以下の温度に再加熱し
    た後冷却する際、ポストアニーラによって電縫部近傍の
    みを該温度に再加熱する請求の範囲13または14に記載の
    耐食性および溶接部靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼
    管の製造方法。
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