JP6213702B1 - ラインパイプ用電縫鋼管 - Google Patents
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Abstract
母材部の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．０８０％未満、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０１０〜０．４５０％、及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含み、残部がＦｅ及び不純物を含み、式（１）で示されるＣＮｅｑが０．１９０〜０．３２０であり、Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０以上であり、式（２）で示されるＬＲが０．２１０以上であり、母材部の金属組織をＳＥＭを用いて１０００倍の倍率で観察した場合に、フェライト面積率が４０〜８０％であり、残部が焼戻しベイナイトを含むラインパイプ用電縫鋼管。ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
Description
本発明は、ラインパイプ用電縫鋼管に関する。
近年、主に原油又は天然ガスの輸送手段の一つである、ラインパイプの重要性がより高まっている。
ラインパイプとして用いられる電縫鋼管（即ち、ラインパイプ用電縫鋼管）に関する種々な検討がなされている。
例えば、特許文献１では、鋼組織におけるベイニティックフェライトが９５ｖｏｌ％以上である耐サワー高強度電縫鋼管用熱延鋼板が提案されている。
特許文献２では、造管成形前に、素材である帯鋼に例えば曲げ−曲げ戻し処理による繰返しひずみを付与してバウシンガー効果を誘起させることにより、得られる電縫鋼管の管軸方向の降伏比を低くする技術が開示されている。
また、特許文献３では、塗装加熱による降伏比の上昇を抑制し、変形特性を向上させた耐歪み時効性にすぐれた電縫鋼管の製造方法として、Ｎｂ量が０．００３％以上０．０２％未満である鋼片を用いた電縫鋼管の製造方法が提案されている。この特許文献３の段落００１９には、「Ｎｂ量が多い従来の電縫鋼管では、造管時に導入された加工歪みによりＮｂ炭化物の析出が進行し、降伏強度及び引張強度が上昇する。このような析出強化では、特に降伏強度が大きく上昇し、その結果、降伏比がかえって上昇することを解明した。」と記載されている。
ラインパイプとして用いられる電縫鋼管（即ち、ラインパイプ用電縫鋼管）に関する種々な検討がなされている。
例えば、特許文献１では、鋼組織におけるベイニティックフェライトが９５ｖｏｌ％以上である耐サワー高強度電縫鋼管用熱延鋼板が提案されている。
特許文献２では、造管成形前に、素材である帯鋼に例えば曲げ−曲げ戻し処理による繰返しひずみを付与してバウシンガー効果を誘起させることにより、得られる電縫鋼管の管軸方向の降伏比を低くする技術が開示されている。
また、特許文献３では、塗装加熱による降伏比の上昇を抑制し、変形特性を向上させた耐歪み時効性にすぐれた電縫鋼管の製造方法として、Ｎｂ量が０．００３％以上０．０２％未満である鋼片を用いた電縫鋼管の製造方法が提案されている。この特許文献３の段落００１９には、「Ｎｂ量が多い従来の電縫鋼管では、造管時に導入された加工歪みによりＮｂ炭化物の析出が進行し、降伏強度及び引張強度が上昇する。このような析出強化では、特に降伏強度が大きく上昇し、その結果、降伏比がかえって上昇することを解明した。」と記載されている。
特許文献１：特許第４３０５２１６号公報
特許文献２：特許第４４６６３２０号公報
特許文献３：国際公開第２０１２／１３３５５８号
特許文献２：特許第４４６６３２０号公報
特許文献３：国際公開第２０１２／１３３５５８号
近年、サワーガスを含む原油又はサワーガスを含む天然ガスを輸送するためのラインパイプの需要が高まっている。
かかる背景の下、ラインパイプ用鋼管の耐サワー性（即ち、サワーガスに対する耐性）をより向上させることが求められる場合がある。
かかる背景の下、ラインパイプ用鋼管の耐サワー性（即ち、サワーガスに対する耐性）をより向上させることが求められる場合がある。
その一方で、ラインパイプを敷設する際のラインパイプの座屈を抑制する観点等から、ラインパイプ用鋼管の降伏比を低減させることが求められる。
しかし、特許文献１に記載の技術では、降伏比を低減させることができない場合がある。この理由は、鋼組織がベイニティックフェライトを主体としているためと考えられる。
また、特許文献２の技術では、帯鋼へひずみを付与する工程が必要であるため工程数が増加し、その結果、鋼管の製造コストが増加する場合がある。
また、特許文献３の技術に対し、Ｎｂ量を低減させる方法以外の方法によって電縫鋼管の降伏比を低減させることが求められる場合がある。
また、特許文献２の技術では、帯鋼へひずみを付与する工程が必要であるため工程数が増加し、その結果、鋼管の製造コストが増加する場合がある。
また、特許文献３の技術に対し、Ｎｂ量を低減させる方法以外の方法によって電縫鋼管の降伏比を低減させることが求められる場合がある。
本開示の課題は、耐サワー性に優れ、ある程度の引張強度及び降伏強度を有し、降伏比が低減され、母材部及び電縫溶接部の靭性に優れたラインパイプ用電縫鋼管を提供することである。
上記課題を解決する手段には、以下の態様が含まれる。
＜１＞ 母材部及び電縫溶接部を含み、
前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３０％以上０．０８０％未満、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１０〜０．４５０％、
Ａｌ：０．００１０〜０．１０００％、
Ｐ ：０〜０．０３０％、
Ｓ ：０〜０．００１０％、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｖ ：０〜０．１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で示されるＣＮｅｑが０．１９０〜０．３２０であり、
Ｓｉの質量％に対するＭｎの質量％の比が２．０以上であり、
下記式（２）で示されるＬＲが０．２１０以上であり、
前記母材部の金属組織を走査型電子顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察した場合に、フェライトからなる第一相の面積率が４０〜８０％であり、残部である第二相が焼戻しベイナイトを含み、
管軸方向の降伏強度が３９０〜５６２ＭＰａであり、
管軸方向の引張強度が５２０〜６９０ＭＰａであり、
管軸方向の降伏比が９３％以下であり、
前記母材部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において１００Ｊ以上であり、
前記電縫溶接部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において８０Ｊ以上である
ラインパイプ用電縫鋼管。
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
〔式（１）及び式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
＜２＞ 前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０％超０．５０％以下、
Ｃｕ：０％超１．００％以下、
Ｎｉ：０％超１．００％以下、
Ｃｒ：０％超１．００％以下、
Ｖ ：０％超０．１００％以下、
Ｃａ：０％超０．０１００％以下、
Ｍｇ：０％超０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下
の１種又は２種以上を含有する＜１＞に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜３＞ 前記母材部の金属組織を透過型電子顕微鏡を用いて１０００００倍の倍率で観察した場合に、円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率が０．１００〜１．０００％である＜１＞又は＜２＞に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜４＞ 前記母材部の化学組成におけるＮｂの含有量が、質量％で、０．０２０％以上である＜１＞〜＜３＞のいずれか１つに記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜５＞ 肉厚が１０〜２５ｍｍであり、外径が１１４．３〜６０９．６ｍｍである＜１＞〜＜４＞のいずれか１つに記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜６＞ 前記母材部から採取した試験片について水素誘起割れ試験を行った場合に、試験片長さに対する割れの合計長さの百分率であるＣＬＲが、８％以下である＜１＞〜＜５＞のいずれか１つに記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜１＞ 母材部及び電縫溶接部を含み、
前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３０％以上０．０８０％未満、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１０〜０．４５０％、
Ａｌ：０．００１０〜０．１０００％、
Ｐ ：０〜０．０３０％、
Ｓ ：０〜０．００１０％、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｖ ：０〜０．１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で示されるＣＮｅｑが０．１９０〜０．３２０であり、
Ｓｉの質量％に対するＭｎの質量％の比が２．０以上であり、
下記式（２）で示されるＬＲが０．２１０以上であり、
前記母材部の金属組織を走査型電子顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察した場合に、フェライトからなる第一相の面積率が４０〜８０％であり、残部である第二相が焼戻しベイナイトを含み、
管軸方向の降伏強度が３９０〜５６２ＭＰａであり、
管軸方向の引張強度が５２０〜６９０ＭＰａであり、
管軸方向の降伏比が９３％以下であり、
前記母材部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において１００Ｊ以上であり、
前記電縫溶接部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において８０Ｊ以上である
ラインパイプ用電縫鋼管。
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
〔式（１）及び式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
＜２＞ 前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０％超０．５０％以下、
Ｃｕ：０％超１．００％以下、
Ｎｉ：０％超１．００％以下、
Ｃｒ：０％超１．００％以下、
Ｖ ：０％超０．１００％以下、
Ｃａ：０％超０．０１００％以下、
Ｍｇ：０％超０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下
の１種又は２種以上を含有する＜１＞に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜３＞ 前記母材部の金属組織を透過型電子顕微鏡を用いて１０００００倍の倍率で観察した場合に、円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率が０．１００〜１．０００％である＜１＞又は＜２＞に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜４＞ 前記母材部の化学組成におけるＮｂの含有量が、質量％で、０．０２０％以上である＜１＞〜＜３＞のいずれか１つに記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜５＞ 肉厚が１０〜２５ｍｍであり、外径が１１４．３〜６０９．６ｍｍである＜１＞〜＜４＞のいずれか１つに記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜６＞ 前記母材部から採取した試験片について水素誘起割れ試験を行った場合に、試験片長さに対する割れの合計長さの百分率であるＣＬＲが、８％以下である＜１＞〜＜５＞のいずれか１つに記載のラインパイプ用電縫鋼管。
本開示によれば、耐サワー性に優れ、ある程度の引張強度及び降伏強度を有し、降伏比が低減され、母材部及び電縫溶接部の靭性に優れたラインパイプ用電縫鋼管が提供される。
本明細書において、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
本明細書において、成分（元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
本明細書において、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ量」と表記することがある。他の元素の含有量についても同様に表記することがある。
本明細書において、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
本明細書において、成分（元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
本明細書において、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ量」と表記することがある。他の元素の含有量についても同様に表記することがある。
本明細書において、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
本開示のラインパイプ用電縫鋼管（以下、単に「電縫鋼管」ともいう）は、母材部及び電縫溶接部を含み、母材部の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．０８０％未満、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０１０〜０．４５０％、Ａｌ：０．００１０〜０．１０００％、Ｐ：０〜０．０３０％、Ｓ：０〜０．００１０％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｖ：０〜０．１００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、下記式（１）で示されるＣＮｅｑが０．１９０〜０．３２０であり、Ｓｉの質量％に対するＭｎの質量％の比（以下、「Ｍｎ／Ｓｉ比」ともいう）が２．０以上であり、下記式（２）で示されるＬＲが０．２１０以上であり、母材部の金属組織を走査型電子顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察した場合に、フェライトからなる第一相の面積率（以下、「フェライト分率」ともいう）が４０〜８０％であり、残部である第二相が焼戻しベイナイトを含み、管軸方向の降伏強度（以下、「ＹＳ」ともいう）が３９０〜５６２ＭＰａであり、管軸方向の引張強度（以下、「ＴＳ」ともいう）が５２０〜６９０ＭＰａであり、管軸方向の降伏比（以下、「ＹＲ」ともいう）が９３％以下であり、母材部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において１００Ｊ以上であり、電縫溶接部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において８０Ｊ以上である。
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
〔式（１）及び式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
〔式（１）及び式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
本開示の電縫鋼管は、母材部及び電縫溶接部を含む。
電縫鋼管は、一般的に、熱延鋼板を管状に成形（以下、「ロール成形」ともいう）することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部（electric resistance welded portion）を形成し、次いで、必要に応じ、電縫溶接部をシーム熱処理することによって製造される。
本開示の電縫鋼管において、母材部（base metal portion）とは、電縫溶接部及び熱影響部以外の部分を指す。
ここで、熱影響部（heat affected zone；以下、「ＨＡＺ」とも称する）とは、電縫溶接による熱の影響（電縫溶接後にシーム熱処理を行う場合には、電縫溶接及びシーム熱処理による熱の影響）を受けた部分を指す。
本明細書中では、電縫溶接部を、単に「溶接部」と称することがある。
電縫鋼管は、一般的に、熱延鋼板を管状に成形（以下、「ロール成形」ともいう）することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部（electric resistance welded portion）を形成し、次いで、必要に応じ、電縫溶接部をシーム熱処理することによって製造される。
本開示の電縫鋼管において、母材部（base metal portion）とは、電縫溶接部及び熱影響部以外の部分を指す。
ここで、熱影響部（heat affected zone；以下、「ＨＡＺ」とも称する）とは、電縫溶接による熱の影響（電縫溶接後にシーム熱処理を行う場合には、電縫溶接及びシーム熱処理による熱の影響）を受けた部分を指す。
本明細書中では、電縫溶接部を、単に「溶接部」と称することがある。
本開示の電縫鋼管は、耐サワー性に優れ、ある程度のＹＳ及びＴＳ（即ち、上述した範囲のＹＳ及びＴＳ）を備え、ＹＲが９３％以下に低減され、母材部及び電縫溶接部の靭性に優れる。
本開示において、靭性に優れるとは、０℃における管周方向のシャルピー吸収エネルギー（Ｊ）（以下、「ｖＥ」とも称する）が大きいことを意味する。
具体的には、本開示の電縫鋼管は、母材部におけるｖＥが１００Ｊ以上であり、電縫溶接部におけるｖＥが８０Ｊ以上である。
本開示において、靭性に優れるとは、０℃における管周方向のシャルピー吸収エネルギー（Ｊ）（以下、「ｖＥ」とも称する）が大きいことを意味する。
具体的には、本開示の電縫鋼管は、母材部におけるｖＥが１００Ｊ以上であり、電縫溶接部におけるｖＥが８０Ｊ以上である。
本明細書において、「耐サワー性に優れ」とは、水素誘起割れ（ＨＩＣ；Hydrogen-Induced Cracking）に対する耐性（以下、「耐ＨＩＣ性」ともいう）に優れることを意味する。
耐ＨＩＣ性は、母材部から採取した試験片について水素誘起割れ試験（以下、「ＨＩＣ試験」ともいう）を行った場合のＣＬＲ（即ち、Crack to Length Ratio）によって評価される。
ＣＬＲは、試験片長さに対する割れの合計長さの百分率、即ち、以下の式によって求められる値を意味する。
ＣＬＲ（％） ＝（割れの合計長さ／試験片長さ）×１００（％）
耐ＨＩＣ性は、母材部から採取した試験片について水素誘起割れ試験（以下、「ＨＩＣ試験」ともいう）を行った場合のＣＬＲ（即ち、Crack to Length Ratio）によって評価される。
ＣＬＲは、試験片長さに対する割れの合計長さの百分率、即ち、以下の式によって求められる値を意味する。
ＣＬＲ（％） ＝（割れの合計長さ／試験片長さ）×１００（％）
ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ−ＴＭ０２８４に準拠して実施する。
詳細には、Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ液（５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ＋０．５ｍａｓｓ％氷酢酸水溶液）に１００％のＨ２Ｓガスを飽和させた試験液中に、母材部から採取した試験片を９６時間浸漬する。
浸漬後、超音波探傷試験により、上述のＣＬＲ（％）を求める。
詳細には、Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ液（５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ＋０．５ｍａｓｓ％氷酢酸水溶液）に１００％のＨ２Ｓガスを飽和させた試験液中に、母材部から採取した試験片を９６時間浸漬する。
浸漬後、超音波探傷試験により、上述のＣＬＲ（％）を求める。
ＣＬＲは、値が低い程、耐ＨＩＣ性（即ち、耐サワー性）に優れることを意味する。
ＣＬＲは、８％以下であることが好ましい。
ＣＬＲは、８％以下であることが好ましい。
本開示の電縫鋼管はＹＲが低いので、電縫鋼管の座屈を抑制できる効果が期待される。
鋼管の座屈抑制が求められる場合の一例として、海底ラインパイプ用の鋼管をリーリング敷設によって敷設する場合が挙げられる。リーリング敷設では、あらかじめ陸上で鋼管を製造し、製造された鋼管をバージ船のスプール上に巻取る。巻取られた鋼管を海上で巻き出しながら海底に敷設する。このリーリング敷設では、鋼管の巻取り時又は巻き出し時に鋼管に塑性曲げが付与されるため、鋼管が座屈する場合がある。鋼管の座屈が発生すると、敷設作業を停止せざるを得ず、その損害は莫大である。
鋼管の座屈は、鋼管のＹＲを低減することによって抑制できる。
従って、本開示の電縫鋼管によれば、例えば、海底ラインパイプ用電縫鋼管として用いた場合のリーリング敷設時の座屈を抑制できるという効果が期待される。
鋼管の座屈抑制が求められる場合の一例として、海底ラインパイプ用の鋼管をリーリング敷設によって敷設する場合が挙げられる。リーリング敷設では、あらかじめ陸上で鋼管を製造し、製造された鋼管をバージ船のスプール上に巻取る。巻取られた鋼管を海上で巻き出しながら海底に敷設する。このリーリング敷設では、鋼管の巻取り時又は巻き出し時に鋼管に塑性曲げが付与されるため、鋼管が座屈する場合がある。鋼管の座屈が発生すると、敷設作業を停止せざるを得ず、その損害は莫大である。
鋼管の座屈は、鋼管のＹＲを低減することによって抑制できる。
従って、本開示の電縫鋼管によれば、例えば、海底ラインパイプ用電縫鋼管として用いた場合のリーリング敷設時の座屈を抑制できるという効果が期待される。
また、本開示の電縫鋼管は、母材部及び電縫溶接部の靭性に優れるので、バースト時の亀裂伝播の停止特性に優れるという効果が期待される。
上述した、耐サワー性（即ち、ＣＬＲ）、ＹＳ、ＴＳ、ＹＲ、母材部のｖＥ、及び、電縫溶接部のｖＥは、電縫鋼管における上記化学組成（ＣＮｅｑ、Ｍｎ／Ｓｉ比、及びＬＲを含む）と上記金属組織との組み合わせによって達成される。
〔母材部の化学組成〕
以下、母材部の化学組成に関し、まず、化学組成における各成分について説明し、引き続き、ＣＮｅｑ、Ｍｎ／Ｓｉ比、及びＬＲについて説明する。
以下、母材部の化学組成に関し、まず、化学組成における各成分について説明し、引き続き、ＣＮｅｑ、Ｍｎ／Ｓｉ比、及びＬＲについて説明する。
Ｃ：０．０３０％以上０．０８０％未満
Ｃは、鋼の加工硬化能を向上させ、電縫鋼管の低ＹＲ化を達成するために必要な元素である。かかる効果の観点から、Ｃ量は０．０３０％以上である。Ｃ量は、好ましくは０．０３３％以上であり、より好ましくは０．０３５％以上である。
一方、Ｃ量が０．０８０％未満であると、母材部の耐サワー性が向上する。従って、Ｃ量は０．０８０％未満である。Ｃ量は、好ましくは０．０７７％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下である。
Ｃは、鋼の加工硬化能を向上させ、電縫鋼管の低ＹＲ化を達成するために必要な元素である。かかる効果の観点から、Ｃ量は０．０３０％以上である。Ｃ量は、好ましくは０．０３３％以上であり、より好ましくは０．０３５％以上である。
一方、Ｃ量が０．０８０％未満であると、母材部の耐サワー性が向上する。従って、Ｃ量は０．０８０％未満である。Ｃ量は、好ましくは０．０７７％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下である。
Ｍｎ：０．３０〜１．００％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める元素である。また、Ｍｎは、Ｓの無害化のためにも必須の元素である。
Ｍｎ量が０．３０％未満であると、Ｓによる脆化が起こり、母材部及び電縫溶接部の靭性が劣化する場合がある。従って、Ｍｎ量は０．３０％以上である。Ｍｎ量は、好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。
一方、Ｍｎ量が１．００％を超えると、肉厚中央部に粗大なＭｎＳが生成し、また、肉厚中央部の硬度が上昇することにより、耐サワー性が損なわれる場合がある。また、Ｍｎ量が１．００％を超えると、ＬＲ０．２１０以上を達成できない場合があり、その結果、ＹＲ９０％以下を達成できない場合がある。従って、Ｍｎ量は１．００％以下である。Ｍｎ量は、好ましくは０．９０％以下であり、より好ましくは０．８５％以下である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める元素である。また、Ｍｎは、Ｓの無害化のためにも必須の元素である。
Ｍｎ量が０．３０％未満であると、Ｓによる脆化が起こり、母材部及び電縫溶接部の靭性が劣化する場合がある。従って、Ｍｎ量は０．３０％以上である。Ｍｎ量は、好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。
一方、Ｍｎ量が１．００％を超えると、肉厚中央部に粗大なＭｎＳが生成し、また、肉厚中央部の硬度が上昇することにより、耐サワー性が損なわれる場合がある。また、Ｍｎ量が１．００％を超えると、ＬＲ０．２１０以上を達成できない場合があり、その結果、ＹＲ９０％以下を達成できない場合がある。従って、Ｍｎ量は１．００％以下である。Ｍｎ量は、好ましくは０．９０％以下であり、より好ましくは０．８５％以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉは、炭窒化物を形成し、結晶粒径の微細化に寄与する元素である。
母材部及び電縫溶接部の靭性を確保する観点から、Ｔｉ量は、０．００５％以上である。
一方、Ｔｉ量が０．０５０％を超えると、粗大なＴｉＮが生成され、母材部及び電縫溶接部の靭性が劣化する場合がある。従って、Ｔｉ量は０．０５０％以下である。Ｔｉ量は、好ましくは０．０４０％以下であり、更に好ましくは０．０３０以下であり、特に好ましくは０．０２５％である。
Ｔｉは、炭窒化物を形成し、結晶粒径の微細化に寄与する元素である。
母材部及び電縫溶接部の靭性を確保する観点から、Ｔｉ量は、０．００５％以上である。
一方、Ｔｉ量が０．０５０％を超えると、粗大なＴｉＮが生成され、母材部及び電縫溶接部の靭性が劣化する場合がある。従って、Ｔｉ量は０．０５０％以下である。Ｔｉ量は、好ましくは０．０４０％以下であり、更に好ましくは０．０３０以下であり、特に好ましくは０．０２５％である。
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％
Ｎｂは母材部の靭性向上に寄与する元素である。
未再結晶圧延による靭性向上のため、Ｎｂ量は０．０１０％以上である。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ｎｂ量が０．１００％を超えると、粗大炭化物により靭性が劣化する。このため、Ｎｂ量は０．１００％以下である。Ｎｂ量は、好ましくは０．０９５％以下であり、より好ましくは０．０９０％以下である。
Ｎｂは母材部の靭性向上に寄与する元素である。
未再結晶圧延による靭性向上のため、Ｎｂ量は０．０１０％以上である。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ｎｂ量が０．１００％を超えると、粗大炭化物により靭性が劣化する。このため、Ｎｂ量は０．１００％以下である。Ｎｂ量は、好ましくは０．０９５％以下であり、より好ましくは０．０９０％以下である。
Ｎ：０．００１〜０．０２０％
Ｎは、窒化物を形成することで結晶粒の粗大化を抑制し、その結果、母材部及び電縫溶接部の靭性を向上させる元素である。かかる効果の観点から、Ｎ量は０．００１％以上である。Ｎ量は、好ましくは０．００３％以上である。
一方、Ｎ量が０．０２０％を超えると、窒化物の生成量が増加し、母材部及び電縫溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｎ量は０．０２０％以下である。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下である。
Ｎは、窒化物を形成することで結晶粒の粗大化を抑制し、その結果、母材部及び電縫溶接部の靭性を向上させる元素である。かかる効果の観点から、Ｎ量は０．００１％以上である。Ｎ量は、好ましくは０．００３％以上である。
一方、Ｎ量が０．０２０％を超えると、窒化物の生成量が増加し、母材部及び電縫溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｎ量は０．０２０％以下である。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下である。
Ｓｉ：０．０１０〜０．４５０％
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として機能する元素である。より詳細には、Ｓｉ量が０．０１０％以上であると、母材及び溶接部に粗大な酸化物が生成されることが抑制され、その結果、母材及び溶接部の靭性が向上する。従って、Ｓｉ量は０．０１０％以上である。Ｓｉ量は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ｓｉ量が０．４５０％を超えると電縫溶接部に介在物が生成し、シャルピー吸収エネルギーが低下し靭性が劣化する場合がある。従って、Ｓｉ量は０．４５０％以下である。Ｓｉ量は、好ましくは０．４００％以下であり、より好ましくは０．３５０％以下であり、特に好ましくは０．３００％以下である。
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として機能する元素である。より詳細には、Ｓｉ量が０．０１０％以上であると、母材及び溶接部に粗大な酸化物が生成されることが抑制され、その結果、母材及び溶接部の靭性が向上する。従って、Ｓｉ量は０．０１０％以上である。Ｓｉ量は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ｓｉ量が０．４５０％を超えると電縫溶接部に介在物が生成し、シャルピー吸収エネルギーが低下し靭性が劣化する場合がある。従って、Ｓｉ量は０．４５０％以下である。Ｓｉ量は、好ましくは０．４００％以下であり、より好ましくは０．３５０％以下であり、特に好ましくは０．３００％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として機能する元素である。より詳細には、Ａｌ量が０．００１％以上であると、母材及び溶接部に粗大な酸化物が生成されることが抑制され、その結果、母材及び溶接部の靭性が向上する。従って、Ａｌ量は０．００１％以上である。Ａｌ量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。
一方、Ａｌ量が０．１００％を越えると、電縫溶接時のＡｌ系酸化物の生成に伴い、溶接部靭性が劣化する場合がある。従って、Ａｌ量は０．１００％以下である。Ａｌ量は、好ましくは０．０９０％以下である。
Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として機能する元素である。より詳細には、Ａｌ量が０．００１％以上であると、母材及び溶接部に粗大な酸化物が生成されることが抑制され、その結果、母材及び溶接部の靭性が向上する。従って、Ａｌ量は０．００１％以上である。Ａｌ量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。
一方、Ａｌ量が０．１００％を越えると、電縫溶接時のＡｌ系酸化物の生成に伴い、溶接部靭性が劣化する場合がある。従って、Ａｌ量は０．１００％以下である。Ａｌ量は、好ましくは０．０９０％以下である。
Ｐ：０〜０．０３０％
Ｐは、不純物元素である。Ｐ量が０．０３０％を超えると、粒界に偏析することで靭性を損なう場合がある。従って、Ｐ量は０．０３０％以下である。Ｐ量は、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。
Ｐ量は０％であってもよい。脱燐コスト低減の観点から、Ｐ量は、０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよい。
Ｐは、不純物元素である。Ｐ量が０．０３０％を超えると、粒界に偏析することで靭性を損なう場合がある。従って、Ｐ量は０．０３０％以下である。Ｐ量は、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。
Ｐ量は０％であってもよい。脱燐コスト低減の観点から、Ｐ量は、０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよい。
Ｓ：０〜０．００１０％
Ｓは、不純物元素である。Ｓ量が０．００１０％を超えると、耐サワー性がを損なう場合がある。従って、Ｓ量は０．００１０％以下である。Ｓ量は、好ましくは０．０００８％以下である。
Ｓ量は０％であってもよい。脱硫コスト低減の観点から、Ｓ量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．０００３％以上であってもよい。
Ｓは、不純物元素である。Ｓ量が０．００１０％を超えると、耐サワー性がを損なう場合がある。従って、Ｓ量は０．００１０％以下である。Ｓ量は、好ましくは０．０００８％以下である。
Ｓ量は０％であってもよい。脱硫コスト低減の観点から、Ｓ量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．０００３％以上であってもよい。
Ｍｏ：０〜０．５０％
Ｍｏは、任意の元素である。従って、Ｍｏ量は０％であってもよい。
Ｍｏは、鋼材の焼入れ性を向上させ、鋼材の高強度に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｍｏ量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０３％以上であってもよい。
一方、Ｍｏ量が０．５０％を超えると、Ｍｏ炭窒化物の生成により靭性を低下させる可能性がある。従って、Ｍｏ量は０．５０％以下である。Ｍｏ量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下であり、特に好ましくは０．１０％以下である。
Ｍｏは、任意の元素である。従って、Ｍｏ量は０％であってもよい。
Ｍｏは、鋼材の焼入れ性を向上させ、鋼材の高強度に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｍｏ量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０３％以上であってもよい。
一方、Ｍｏ量が０．５０％を超えると、Ｍｏ炭窒化物の生成により靭性を低下させる可能性がある。従って、Ｍｏ量は０．５０％以下である。Ｍｏ量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下であり、特に好ましくは０．１０％以下である。
Ｃｕ：０〜１．００％
Ｃｕは、任意の元素である。従って、Ｃｕ量は０％であってもよい。
Ｃｕは、母材の強度向上に有効な元素である。かかる効果の観点から、Ｃｕ量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０３％以上であってもよい。
一方、Ｃｕ量が１．００％を超えると、微細なＣｕ粒子を生成し、靭性を著しく劣化させるおそれがある。従って、Ｃｕ量は１．００％以下である。Ｃｕ量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下であり、更に好ましくは０．６０％以下であり、特に好ましくは０．５０％以下である。
Ｃｕは、任意の元素である。従って、Ｃｕ量は０％であってもよい。
Ｃｕは、母材の強度向上に有効な元素である。かかる効果の観点から、Ｃｕ量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０３％以上であってもよい。
一方、Ｃｕ量が１．００％を超えると、微細なＣｕ粒子を生成し、靭性を著しく劣化させるおそれがある。従って、Ｃｕ量は１．００％以下である。Ｃｕ量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下であり、更に好ましくは０．６０％以下であり、特に好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｉ：０〜１．００％
Ｎｉは、任意の元素である。従って、Ｎｉ量は０％であってもよい。
Ｎｉは、強度及び靭性の向上に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｎｉ量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０５％以上であってもよい。
一方、Ｎｉ量が１．００％を超えると、強度が高くなりすぎるおそれがある。従って、Ｎｉ量は１．００％以下である。Ｎｉ量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下であり、更に好ましくは０．６０％以下である。
Ｎｉは、任意の元素である。従って、Ｎｉ量は０％であってもよい。
Ｎｉは、強度及び靭性の向上に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｎｉ量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０５％以上であってもよい。
一方、Ｎｉ量が１．００％を超えると、強度が高くなりすぎるおそれがある。従って、Ｎｉ量は１．００％以下である。Ｎｉ量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下であり、更に好ましくは０．６０％以下である。
Ｃｒ：０〜１．００％
Ｃｒは、任意の元素である。従って、Ｃｒ量は０％であってもよい。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素である。かかる効果の観点から、Ｃｒ量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０５％以上であってもよい。
一方、Ｃｒ量が１．００％を超えると、電縫溶接部に生成したＣｒ系介在物により溶接部の靭性が劣化するおそれがある。従って、Ｃｒ量は１．００％以下である。Ｃｒ量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下であり、更に好ましくは０．５０％以下であり、特に好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｒは、任意の元素である。従って、Ｃｒ量は０％であってもよい。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素である。かかる効果の観点から、Ｃｒ量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０５％以上であってもよい。
一方、Ｃｒ量が１．００％を超えると、電縫溶接部に生成したＣｒ系介在物により溶接部の靭性が劣化するおそれがある。従って、Ｃｒ量は１．００％以下である。Ｃｒ量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下であり、更に好ましくは０．５０％以下であり、特に好ましくは０．３０％以下である。
Ｖ：０〜０．１００％
Ｖは、任意の元素である。従って、Ｖ量は０％であってもよい。
Ｖは、靭性の向上に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｖ量は、０％超であってもよく、０．００５％以上であってもよく、０．０１０％以上であってもよい。
一方、Ｖ量が０．１００％を超えると、Ｖ炭窒化物により、靭性が劣化するおそれがある。従って、Ｖ量は、０．１００％以下である。Ｖ量は、好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下であり、更に好ましくは０．０５０％以下であり、特に好ましくは０．０３０％以下である。
Ｖは、任意の元素である。従って、Ｖ量は０％であってもよい。
Ｖは、靭性の向上に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｖ量は、０％超であってもよく、０．００５％以上であってもよく、０．０１０％以上であってもよい。
一方、Ｖ量が０．１００％を超えると、Ｖ炭窒化物により、靭性が劣化するおそれがある。従って、Ｖ量は、０．１００％以下である。Ｖ量は、好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下であり、更に好ましくは０．０５０％以下であり、特に好ましくは０．０３０％以下である。
Ｃａ：０〜０．０１００％
Ｃａは、任意の元素である。従って、Ｃａ量は０％であってもよい。
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靭性を向上させる元素である。かかる効果の観点から、Ｃａ量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、０．００３０％以上であってもよく、０．００５０％以上であってもよい。
一方、Ｃａ量が０．０１００％を超えると、ＣａＯ−ＣａＳからなる大型のクラスター又は大型の介在物が生成され、靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。従って、Ｃａ量は、０．０１００％以下である。Ｃａ量は、好ましくは０．００９０％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下であり、特に好ましくは０．００６０％以下である。
Ｃａは、任意の元素である。従って、Ｃａ量は０％であってもよい。
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靭性を向上させる元素である。かかる効果の観点から、Ｃａ量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、０．００３０％以上であってもよく、０．００５０％以上であってもよい。
一方、Ｃａ量が０．０１００％を超えると、ＣａＯ−ＣａＳからなる大型のクラスター又は大型の介在物が生成され、靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。従って、Ｃａ量は、０．０１００％以下である。Ｃａ量は、好ましくは０．００９０％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下であり、特に好ましくは０．００６０％以下である。
Ｍｇ：０〜０．０１００％
Ｍｇは、任意の元素である。従って、Ｍｇ量は０％であってもよい。
Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として有効な元素であり、特に、微細な酸化物を生じて、ＨＡＺ（Heat affected zone）の靭性の向上にも寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｍｇ量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、０．００２０％以上であってもよい。
一方、Ｍｇ量が０．０１００％を超えると、酸化物が凝集又は粗大化し易くなり、その結果、耐ＨＩＣ性（Hydrogen-Induced Cracking Resistance）の低下、又は、母材若しくはＨＡＺの靱性の低下をもたらすおそれがある。従って、Ｍｇ量は０．０１００％以下である。Ｍｇ量は、０．００８０％以下が好ましい。
Ｍｇは、任意の元素である。従って、Ｍｇ量は０％であってもよい。
Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として有効な元素であり、特に、微細な酸化物を生じて、ＨＡＺ（Heat affected zone）の靭性の向上にも寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｍｇ量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、０．００２０％以上であってもよい。
一方、Ｍｇ量が０．０１００％を超えると、酸化物が凝集又は粗大化し易くなり、その結果、耐ＨＩＣ性（Hydrogen-Induced Cracking Resistance）の低下、又は、母材若しくはＨＡＺの靱性の低下をもたらすおそれがある。従って、Ｍｇ量は０．０１００％以下である。Ｍｇ量は、０．００８０％以下が好ましい。
ＲＥＭ：０〜０．０１００％
ＲＥＭは、任意の元素である。従って、ＲＥＭ量は０％であってもよい。
ここで、「ＲＥＭ」は希土類元素、即ち、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を指す。
ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として有効な元素である。かかる効果の観点から、ＲＥＭ量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよい。
一方、ＲＥＭ量が０．０１００％を超えると、粗大な酸化物を生じ、その結果、耐ＨＩＣ性の低下、又は、母材若しくはＨＡＺの靱性の低下をもたらすおそれがある。従って、ＲＥＭ量は０．０１００％以下である。ＲＥＭ量は、好ましくは０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
ＲＥＭは、任意の元素である。従って、ＲＥＭ量は０％であってもよい。
ここで、「ＲＥＭ」は希土類元素、即ち、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を指す。
ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として有効な元素である。かかる効果の観点から、ＲＥＭ量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよい。
一方、ＲＥＭ量が０．０１００％を超えると、粗大な酸化物を生じ、その結果、耐ＨＩＣ性の低下、又は、母材若しくはＨＡＺの靱性の低下をもたらすおそれがある。従って、ＲＥＭ量は０．０１００％以下である。ＲＥＭ量は、好ましくは０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
母材部の化学組成は、上述した任意の元素による効果を得る観点から、Ｍｏ：０％超０．５０％以下、Ｃｕ：０％超１．００％以下、Ｎｉ：０％超１．００％以下、Ｃｒ：０％超１．００％以下、Ｖ：０％超０．１００％以下、Ｃａ：０％超０．０１００％以下、Ｍｇ：０％超０．０１００％以下、及びＲＥＭ：０％超０．０１００％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。
各任意の元素のより好ましい量については、それぞれ前述したとおりである。
各任意の元素のより好ましい量については、それぞれ前述したとおりである。
残部：Ｆｅ及び不純物
母材部の化学組成において、上述した各元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
ここで、不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の工程で混入する成分であって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を指す。
不純物としては、上述した元素以外のあらゆる元素が挙げられる。不純物としての元素は、１種のみであっても２種以上であってもよい。
不純物として、例えば、Ｏ、Ｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈが挙げられる。
上述した元素のうち、Ｏは、含有量０．００６％以下となるように制御することが好ましい。
また、その他の元素について、通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、及びＡｓについては含有量０．１％以下の混入が、Ｐｂ及びＢｉについては含有量０．００５％以下の混入が、Ｂについては含有量０．０００３％以下の混入が、Ｈについては含有量０．０００４％以下の混入が、それぞれあり得るが、その他の元素の含有量については、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
母材部の化学組成において、上述した各元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
ここで、不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の工程で混入する成分であって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を指す。
不純物としては、上述した元素以外のあらゆる元素が挙げられる。不純物としての元素は、１種のみであっても２種以上であってもよい。
不純物として、例えば、Ｏ、Ｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈが挙げられる。
上述した元素のうち、Ｏは、含有量０．００６％以下となるように制御することが好ましい。
また、その他の元素について、通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、及びＡｓについては含有量０．１％以下の混入が、Ｐｂ及びＢｉについては含有量０．００５％以下の混入が、Ｂについては含有量０．０００３％以下の混入が、Ｈについては含有量０．０００４％以下の混入が、それぞれあり得るが、その他の元素の含有量については、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
ＣＮｅｑ：０．１９０〜０．３２０
母材部の化学組成において、下記式（１）で示されるＣＮｅｑは、０．１９０〜０．３２０である。
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
〔式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
母材部の化学組成において、下記式（１）で示されるＣＮｅｑは、０．１９０〜０．３２０である。
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
〔式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
ＣＮｅｑは、降伏強度に対し、正の相関がある。
降伏強度３９０ＭＰａ以上を達成し易い観点から、ＣＮｅｑは０．１９０以上である。ＣＮｅｑは、好ましくは０．２００以上であり、より好ましくは０．２１０以上である。
一方、降伏強度５６２ＭＰａ以下を達成し易い観点から、ＣＮｅｑは、０．３２０以下である。ＣＮｅｑは、好ましくは０．３１０以下であり、より好ましくは０．３００以下である。
降伏強度３９０ＭＰａ以上を達成し易い観点から、ＣＮｅｑは０．１９０以上である。ＣＮｅｑは、好ましくは０．２００以上であり、より好ましくは０．２１０以上である。
一方、降伏強度５６２ＭＰａ以下を達成し易い観点から、ＣＮｅｑは、０．３２０以下である。ＣＮｅｑは、好ましくは０．３１０以下であり、より好ましくは０．３００以下である。
ＬＲ：０．２１０以上
母材部の化学組成において、下記式（２）で示されるＬＲが、０．２１０以上である。
本開示の電縫鋼管では、ＬＲが０．２１０以上であることにより、ＹＲ９３％以下が達成され得る。
ＬＲが０．２１０未満である場合には、ＹＲが９３％を超える場合がある。この理由は、鋼中の析出物量が少なくなり、加工硬化能が低下する（即ち、ＴＳが低下する）ためと考えられる。
母材部の化学組成において、下記式（２）で示されるＬＲが、０．２１０以上である。
本開示の電縫鋼管では、ＬＲが０．２１０以上であることにより、ＹＲ９３％以下が達成され得る。
ＬＲが０．２１０未満である場合には、ＹＲが９３％を超える場合がある。この理由は、鋼中の析出物量が少なくなり、加工硬化能が低下する（即ち、ＴＳが低下する）ためと考えられる。
ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
〔式（２）において、Ｃ、Ｎｂ、及びＭｎは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
〔式（２）において、Ｃ、Ｎｂ、及びＭｎは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
式（２）の技術的な意味は以下のとおりである。
式（２）において、Ｃ量及びＮｂ量を分子に配置する理由は、Ｃ及びＮｂが析出物を形成することにより、鋼の加工硬化能が向上し（即ち、ＴＳが上昇し）、その結果、鋼のＹＲが低減されると考えられるためである。
Ｃ量に「２．１」を乗じる理由は、上述した析出物形成による加工硬化能向上の効果に関し、Ｃの含有による効果はＮｂの含有による効果の約２．１倍であると考えられるためである。
式（２）において、Ｍｎ量を分母に配置する理由は、Ｍｎの含有により鋼を比較的低温で変態させることが可能となるものの、Ｍｎの含有によって鋼の加工硬化能自体が損なわれ（即ち、ＴＳが低下し）、その結果、鋼のＹＲが上昇するためである。
式（２）において、Ｃ量及びＮｂ量を分子に配置する理由は、Ｃ及びＮｂが析出物を形成することにより、鋼の加工硬化能が向上し（即ち、ＴＳが上昇し）、その結果、鋼のＹＲが低減されると考えられるためである。
Ｃ量に「２．１」を乗じる理由は、上述した析出物形成による加工硬化能向上の効果に関し、Ｃの含有による効果はＮｂの含有による効果の約２．１倍であると考えられるためである。
式（２）において、Ｍｎ量を分母に配置する理由は、Ｍｎの含有により鋼を比較的低温で変態させることが可能となるものの、Ｍｎの含有によって鋼の加工硬化能自体が損なわれ（即ち、ＴＳが低下し）、その結果、鋼のＹＲが上昇するためである。
上述したとおり、ＬＲは、Ｎｂ量及びＣ量に対して正の相関があり、Ｍｎ量に対して負の相関がある。
本開示の電縫鋼管では、ＬＲが０．２１０以上であることを満足することにより、Ｎｂ量が比較的多い場合、例えば、特許文献３（国際公開第２０１２／１３３５５８号）におけるＮｂ量（０．００３％以上０．０２％未満）よりも多い場合であっても、Ｃ量及びＭｎ量によってはＬＲが０．２１０以上となる場合がある。この場合には、ＹＲ９３％以下が達成され得る。
なお、本開示の電縫鋼管では、Ｎｂ量が０．０２％未満である場合においても、ＬＲが０．２１０以上であること及びＬＲ以外の条件を満足することにより、ＹＲ９３％以下が達成され得る。
本開示の電縫鋼管では、ＬＲが０．２１０以上であることを満足することにより、Ｎｂ量が比較的多い場合、例えば、特許文献３（国際公開第２０１２／１３３５５８号）におけるＮｂ量（０．００３％以上０．０２％未満）よりも多い場合であっても、Ｃ量及びＭｎ量によってはＬＲが０．２１０以上となる場合がある。この場合には、ＹＲ９３％以下が達成され得る。
なお、本開示の電縫鋼管では、Ｎｂ量が０．０２％未満である場合においても、ＬＲが０．２１０以上であること及びＬＲ以外の条件を満足することにより、ＹＲ９３％以下が達成され得る。
ＹＲ９３％以下をより達成し易い観点から、ＬＲは、好ましくは０．２２０以上であり、より好ましくは０．２３０以上である。
ＬＲの上限には特に制限はない。ＬＲは、電縫鋼管の製造適性の観点から、好ましくは０．６００以下である。
ＬＲの上限には特に制限はない。ＬＲは、電縫鋼管の製造適性の観点から、好ましくは０．６００以下である。
Ｍｎ／Ｓｉ比：２．０以上
母材部の化学組成において、Ｍｎ／Ｓｉ比（即ち、Ｓｉの質量％に対するＭｎの質量％の比Ｍｎ／Ｓｉ比）は、２．０以上である。
本開示の電縫鋼管では、Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０以上であることにより、溶接部の靭性が向上し、溶接部におけるｖＥ（即ち、０℃における管周方向のシャルピー吸収エネルギー）が８０Ｊ以上となる。
Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０未満である場合には、ｖＥが８０Ｊ未満となる場合がある。この理由は、Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０未満である場合、溶接部において、ＭｎＳｉ系の介在物が脆性破壊の起点となることにより、靭性が劣化するためと考えられる。
Ｍｎ／Ｓｉ比は、溶接部の靭性をより向上させる観点から、好ましくは２．１以上である。
Ｍｎ／Ｓｉ比の上限には特に制限はない。Ｍｎ／Ｓｉ比は、溶接部の靭性及び母材部の靭性をより向上させる観点から、５０以下であることが好ましい。
母材部の化学組成において、Ｍｎ／Ｓｉ比（即ち、Ｓｉの質量％に対するＭｎの質量％の比Ｍｎ／Ｓｉ比）は、２．０以上である。
本開示の電縫鋼管では、Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０以上であることにより、溶接部の靭性が向上し、溶接部におけるｖＥ（即ち、０℃における管周方向のシャルピー吸収エネルギー）が８０Ｊ以上となる。
Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０未満である場合には、ｖＥが８０Ｊ未満となる場合がある。この理由は、Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０未満である場合、溶接部において、ＭｎＳｉ系の介在物が脆性破壊の起点となることにより、靭性が劣化するためと考えられる。
Ｍｎ／Ｓｉ比は、溶接部の靭性をより向上させる観点から、好ましくは２．１以上である。
Ｍｎ／Ｓｉ比の上限には特に制限はない。Ｍｎ／Ｓｉ比は、溶接部の靭性及び母材部の靭性をより向上させる観点から、５０以下であることが好ましい。
〔母材部の金属組織〕
本開示の電縫鋼管において、母材部の金属組織は、この金属組織を走査型電子顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察した場合に、フェライト分率（即ち、フェライトからなる第一相の面積率）が４０〜８０％であり、残部である第二相が焼戻しベイナイトを含む。
本開示の電縫鋼管において、母材部の金属組織は、この金属組織を走査型電子顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察した場合に、フェライト分率（即ち、フェライトからなる第一相の面積率）が４０〜８０％であり、残部である第二相が焼戻しベイナイトを含む。
本開示の電縫鋼管では、フェライト分率が４０％以上であることにより、ＹＲ９３％以下が達成され得る。ＹＲをより低減させる観点から、フェライト分率は、好ましくは４５％以上であり、より好ましくは５０％以上である。
本開示の電縫鋼管では、フェライト分率が８０％以下であることにより、耐サワー性が向上する。耐サワー性向上の観点から、フェライト分率は、好ましくは７５％以下である。
本開示の電縫鋼管では、フェライト分率が８０％以下であることにより、耐サワー性が向上する。耐サワー性向上の観点から、フェライト分率は、好ましくは７５％以下である。
本開示の電縫鋼管において、残部である第二相は焼戻しベイナイトを含む。
第二相が焼戻しベイナイトを含むことは、本開示の電縫鋼管が、造管後（即ち、電縫溶接後（電縫溶接後にシーム熱処理が施された場合にはシーム熱処理後））、焼戻しが施された電縫鋼管であることを意味する。
第二相が焼戻しベイナイトを含むことは、本開示の電縫鋼管が、造管後（即ち、電縫溶接後（電縫溶接後にシーム熱処理が施された場合にはシーム熱処理後））、焼戻しが施された電縫鋼管であることを意味する。
本開示の電縫鋼管が、造管後に焼戻しが施された電縫鋼管であることにより、ＹＲ９３％以下が達成され得る。この理由は、造管後の焼戻しによってＹＲが下がるためと考えられる。造管後の焼戻しによってＹＲが下がる理由は、転位密度が低下することによってＹＳが下がり、かつ、転位上にセメンタイトが析出することによって加工硬化が大きくなる（即ち、ＴＳが上昇する）ため、と考えられる。
本明細書において、焼戻しベイナイトは、その組織中に粒状のセメンタイトを含む点で、焼戻しベイナイトではないベイナイトと区別される。
本明細書における「ベイナイト」の概念には、ベイニティックフェライト、グラニュラーベイナイト、上部ベイナイト及び下部ベイナイトが包含される。
本明細書における「ベイナイト」の概念には、ベイニティックフェライト、グラニュラーベイナイト、上部ベイナイト及び下部ベイナイトが包含される。
第二相は、焼戻しベイナイトを含んでいればよく、焼戻しベイナイトのみからなる相であってもよいし、焼戻しベイナイト以外の組織を含んでいてもよい。
焼戻しベイナイト以外の組織としては、パーライトが挙げられる。
本明細書における「パーライト」の概念には、擬似パーライトも包含される。
焼戻しベイナイト以外の組織としては、パーライトが挙げられる。
本明細書における「パーライト」の概念には、擬似パーライトも包含される。
母材部の金属組織において、フェライト分率の測定及び第二相の特定は、母材９０°位置のＬ断面における肉厚１／４位置の金属組織をナイタールエッチングし、ナイタールエッチング後の金属組織の写真（以下、「金属組織写真」ともいう）を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率で観察することにより行う。ここで、金属組織写真は、１０００倍の視野で１０視野分（断面の実面積として０．１２ｍｍ２分）撮影する。撮影した金属組織写真を画像処理することにより、フェライト分率の測定及び第二相の特定を行う。画像処理は、例えば（株）ニレコ製の小型汎用画像解析装置ＬＵＺＥＸ ＡＰを用いて行う。
本明細書において、「母材９０°位置」とは、溶接部から管周方向に９０°ずれた位置を指し、「Ｌ断面」とは、管軸方向及び肉厚方向に対して平行な断面を指し、「肉厚１／４位置」とは、電縫鋼管の外周面からの距離が肉厚の１／４である位置を指す。
また、本明細書において、管軸方向を「Ｌ方向」と称することがある。
また、本明細書において、管軸方向を「Ｌ方向」と称することがある。
図１は、本開示における母材部の金属組織の一例を示す走査型電子顕微鏡写真（ＳＥＭ写真；倍率１０００倍）である。
図１のＳＥＭ写真は、後述の実施例１において、フェライト分率の測定及び第二相の特定に用いたＳＥＭ写真のうちの一枚（１視野）である。
図１に示すように、フェライトからなる第一相、及び、焼戻しベイナイトを含む第二相が確認できる。特に、白色の点（セメンタイト）が存在することから、第二相が焼戻しベイナイトを含むことがわかる。
図１のＳＥＭ写真は、後述の実施例１において、フェライト分率の測定及び第二相の特定に用いたＳＥＭ写真のうちの一枚（１視野）である。
図１に示すように、フェライトからなる第一相、及び、焼戻しベイナイトを含む第二相が確認できる。特に、白色の点（セメンタイト）が存在することから、第二相が焼戻しベイナイトを含むことがわかる。
母材部の金属組織は、この金属組織を透過型電子顕微鏡を用いて１０００００倍の倍率で観察した場合に、円相当径１００ｎｍ以下の析出物（以下、「特定析出物」ともいう）の面積率（以下、「特定析出物面積率」ともいう）が０．１００〜１．０００％であることが好ましい。
特定析出物面積率が０．１００％以上であると、ＹＲが９３％以下であることをより達成し易い。この理由は、特定析出物（即ち、円相当径１００ｎｍ以下の析出物）が加工硬化特性の向上（即ち、ＴＳの上昇）に寄与し、その結果、ＹＲが低下するためと考えられる。
一方、特定析出物面積率が１．０００％以下であると、脆性破壊が抑制される（即ち、母材部の靭性に優れる）。特定析出物面積率は、好ましくは０．９００％以下であり、より好ましくは０．８００％以下である。
特定析出物面積率が０．１００％以上であると、ＹＲが９３％以下であることをより達成し易い。この理由は、特定析出物（即ち、円相当径１００ｎｍ以下の析出物）が加工硬化特性の向上（即ち、ＴＳの上昇）に寄与し、その結果、ＹＲが低下するためと考えられる。
一方、特定析出物面積率が１．０００％以下であると、脆性破壊が抑制される（即ち、母材部の靭性に優れる）。特定析出物面積率は、好ましくは０．９００％以下であり、より好ましくは０．８００％以下である。
特定析出物面積率が０．１００〜１．０００％であることは、造管後、４００℃以上Ａｃ１点以下の温度での焼戻しを行うことによって達成され得る。
本開示において、析出物面積率（即ち、円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率）は、母材９０°位置のＬ断面における肉厚１／４位置の金属組織を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１０００００倍の倍率で観察することにより測定する。
より詳細には、まず、母材９０°位置のＬ断面における肉厚１／４位置から採取したサンプルに基づき、アセチルアセトン１０容積％、テトラメチルアンモニウムクロライド１容積％、及びメチルアルコール８９容積％からなる電解液を用いたＳＰＥＥＤ法により、ＴＥＭ観察用レプリカを作製する。得られたＴＥＭ観察用レプリカを、ＴＥＭを用いて１０００００倍の倍率で観察することにより、１μｍ四方の視野サイズのＴＥＭ像を１０視野分取得する。取得したＴＥＭ像の全面積に対する円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率を算出し、得られた結果を特定析出物面積率（％）とする。
なお、上記ＳＰＥＥＤ法におけるエッチングの条件は、参照電極として飽和甘こう電極を用い、約８０平方ミリメートルの表面積に対して−２００ｍＶの電圧で１０クーロンの電荷を印加する条件とする。
より詳細には、まず、母材９０°位置のＬ断面における肉厚１／４位置から採取したサンプルに基づき、アセチルアセトン１０容積％、テトラメチルアンモニウムクロライド１容積％、及びメチルアルコール８９容積％からなる電解液を用いたＳＰＥＥＤ法により、ＴＥＭ観察用レプリカを作製する。得られたＴＥＭ観察用レプリカを、ＴＥＭを用いて１０００００倍の倍率で観察することにより、１μｍ四方の視野サイズのＴＥＭ像を１０視野分取得する。取得したＴＥＭ像の全面積に対する円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率を算出し、得られた結果を特定析出物面積率（％）とする。
なお、上記ＳＰＥＥＤ法におけるエッチングの条件は、参照電極として飽和甘こう電極を用い、約８０平方ミリメートルの表面積に対して−２００ｍＶの電圧で１０クーロンの電荷を印加する条件とする。
なお、特定析出物（即ち、円相当径１００ｎｍ以下の析出物）は、具体的には、Ｆｅ以外の金属の炭化物、Ｆｅ以外の金属の窒化物、及びＦｅ以外の金属の炭窒化物からなる群から選択される少なくとも１種であると考えられる。
ここでいうＦｅ以外の金属としては、Ｔｉ及びＮｂが考えられる。また、化学組成が、Ｖ、Ｍｏ及びＣｒの少なくとも１種を含有する場合には、上記Ｆｅ以外の金属として、Ｖ、Ｍｏ及びＣｒの少なくとも１種も考えられる。
ここでいうＦｅ以外の金属としては、Ｔｉ及びＮｂが考えられる。また、化学組成が、Ｖ、Ｍｏ及びＣｒの少なくとも１種を含有する場合には、上記Ｆｅ以外の金属として、Ｖ、Ｍｏ及びＣｒの少なくとも１種も考えられる。
〔管軸方向の降伏強度（ＹＳ）〕
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の降伏強度（ＹＳ）が３９０〜５６２ＭＰａである。
管軸方向のＹＳは、好ましくは４１０ＭＰａ以上であり、より好ましくは４５０ＭＰａ以上であり、更に好ましくは４７０ＭＰａ以上であり、特に好ましくは５００ＭＰａ以上である。
管軸方向のＹＳは、好ましくは５５０ＭＰａ以下であり、より好ましくは５４０ＭＰａ以下であり、特に好ましくは５３０ＭＰａ以下である。
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の降伏強度（ＹＳ）が３９０〜５６２ＭＰａである。
管軸方向のＹＳは、好ましくは４１０ＭＰａ以上であり、より好ましくは４５０ＭＰａ以上であり、更に好ましくは４７０ＭＰａ以上であり、特に好ましくは５００ＭＰａ以上である。
管軸方向のＹＳは、好ましくは５５０ＭＰａ以下であり、より好ましくは５４０ＭＰａ以下であり、特に好ましくは５３０ＭＰａ以下である。
管軸方向のＹＳが５６２ＭＰａ以下であることは、造管後、焼戻しを行うことによって達成され得る。この理由は、造管後の焼戻しにより、造管ひずみが緩和され、転位密度が下がるためと考えられる。
〔管軸方向の引張強度（ＴＳ）〕
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の引張強度（ＴＳ）が５２０〜６９０ＭＰａである。
管軸方向のＴＳは、好ましくは５５０ＭＰａ以上であり、より好ましくは５８０ＭＰａ以上である。
管軸方向のＴＳは、好ましくは６８０ＭＰａ以下であり、より好ましくは６６０ＭＰａ以下であり、特に好ましくは６５０ＭＰａ以下である。
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の引張強度（ＴＳ）が５２０〜６９０ＭＰａである。
管軸方向のＴＳは、好ましくは５５０ＭＰａ以上であり、より好ましくは５８０ＭＰａ以上である。
管軸方向のＴＳは、好ましくは６８０ＭＰａ以下であり、より好ましくは６６０ＭＰａ以下であり、特に好ましくは６５０ＭＰａ以下である。
〔管軸方向の降伏比〕
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の降伏比（ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００）が、９３％以下である。
これにより、敷設時等における電縫鋼管の座屈が抑制される。
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の降伏比（ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００）が、９３％以下である。
これにより、敷設時等における電縫鋼管の座屈が抑制される。
管軸方向のＹＲが９３％以下であることは、造管後、焼戻しを行うことによって達成され得る。この理由は、転位密度が低下することによってＹＳが下がり、かつ、転位上にセメンタイトが析出することによって加工硬化が大きくなる（即ち、ＴＳが上昇する）ため、ためと考えられる。
〔電縫鋼管の肉厚〕
本開示の電縫鋼管の肉厚は、好ましくは１０〜２５ｍｍである。
肉厚が１０ｍｍ以上であると、熱延鋼板を管状に成形する際の歪みを利用してＹＲを低下させやすい点で有利である。肉厚は、より好ましくは１２ｍｍ以上である。
肉厚が２５ｍｍ以下であると、電縫鋼管の製造適性（詳細には、熱延鋼板を管状に成形する際の成形性）の点で有利である。肉厚は、より好ましくは２０ｍｍ以下である。
本開示の電縫鋼管の肉厚は、好ましくは１０〜２５ｍｍである。
肉厚が１０ｍｍ以上であると、熱延鋼板を管状に成形する際の歪みを利用してＹＲを低下させやすい点で有利である。肉厚は、より好ましくは１２ｍｍ以上である。
肉厚が２５ｍｍ以下であると、電縫鋼管の製造適性（詳細には、熱延鋼板を管状に成形する際の成形性）の点で有利である。肉厚は、より好ましくは２０ｍｍ以下である。
〔電縫鋼管の外径〕
本開示の電縫鋼管の外径は、好ましくは１１４．３〜６０９．６ｍｍ（即ち、４．５〜２４インチ）である。
外径が１１４．３ｍｍ以上であると、ラインパイプ用電縫鋼管としてより好適である。外径は、好ましくは１３９．７ｍｍ（即ち、５．５インチ）以上、より好ましくは１７７．８ｍｍ（即ち、７インチ）以上である。
外径が６０９．６ｍｍ以下であると、熱延鋼板を管状に成形する際の歪みを利用してＹＲを低下させやすい点で有利である。外径は、好ましくは４０６．４ｍｍ（即ち、１６インチ）以下、より好ましくは３０４．８ｍｍ（即ち、１２インチ）以下である。
本開示の電縫鋼管の外径は、好ましくは１１４．３〜６０９．６ｍｍ（即ち、４．５〜２４インチ）である。
外径が１１４．３ｍｍ以上であると、ラインパイプ用電縫鋼管としてより好適である。外径は、好ましくは１３９．７ｍｍ（即ち、５．５インチ）以上、より好ましくは１７７．８ｍｍ（即ち、７インチ）以上である。
外径が６０９．６ｍｍ以下であると、熱延鋼板を管状に成形する際の歪みを利用してＹＲを低下させやすい点で有利である。外径は、好ましくは４０６．４ｍｍ（即ち、１６インチ）以下、より好ましくは３０４．８ｍｍ（即ち、１２インチ）以下である。
〔製法の一例〕
本開示の電縫鋼管の製法の一例として、以下の製法Ａが挙げられる。
製法Ａは、
上述した化学組成を有する熱延鋼板を用いてアズロール電縫鋼管を製造する工程と、
アズロール電縫鋼管に対し焼戻しを施すことにより電縫鋼管を得る焼戻し工程と、
を有する。
本開示の電縫鋼管の製法の一例として、以下の製法Ａが挙げられる。
製法Ａは、
上述した化学組成を有する熱延鋼板を用いてアズロール電縫鋼管を製造する工程と、
アズロール電縫鋼管に対し焼戻しを施すことにより電縫鋼管を得る焼戻し工程と、
を有する。
上記製法Ａによれば、焼戻し工程を有することにより、前述した理由により、ＹＲが９３％以下である電縫鋼管を製造し易い。
焼戻し温度（即ち、焼戻しにおける保持温度）は、４００℃以上Ａｃ１点以下であることが好ましい。
焼戻し温度が４００℃以上であると、セメンタイト及び特定析出物（円相当径１００ｎｍ以下の析出物）をより析出させやすいので、ＹＲ９３％以下をより達成し易い。焼戻し温度として、より好ましくは４２０℃以上である。
焼戻し温度がＡｃ１点以下であると、金属組織の粗大化が抑制され、その結果、靭性が向上する。焼戻し温度は、鋼のＡｃ１点にもよるが、７２０℃以下であることも好ましく、７１０℃以下であることも好ましく、７００℃以下であることも好ましい。
焼戻し温度が４００℃以上であると、セメンタイト及び特定析出物（円相当径１００ｎｍ以下の析出物）をより析出させやすいので、ＹＲ９３％以下をより達成し易い。焼戻し温度として、より好ましくは４２０℃以上である。
焼戻し温度がＡｃ１点以下であると、金属組織の粗大化が抑制され、その結果、靭性が向上する。焼戻し温度は、鋼のＡｃ１点にもよるが、７２０℃以下であることも好ましく、７１０℃以下であることも好ましく、７００℃以下であることも好ましい。
ここで、Ａｃ１点は、鋼の温度を上昇させた際、オーステナイトへの変態が開始される温度を意味する。
Ａｃ１点は、下記式によって算出される。
Ａｃ１点（℃） ＝７５０．８−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−２２．９Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ＋２３２．４Ｎｂ−１６９．４Ａｌ
〔ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＡｌは、それぞれ、各元素の質量％である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは任意の元素であり、これら任意の元素のうち、鋼片に含有されていない元素については、０質量％としてＡｃ１点を計算する。〕
Ａｃ１点は、下記式によって算出される。
Ａｃ１点（℃） ＝７５０．８−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−２２．９Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ＋２３２．４Ｎｂ−１６９．４Ａｌ
〔ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＡｌは、それぞれ、各元素の質量％である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは任意の元素であり、これら任意の元素のうち、鋼片に含有されていない元素については、０質量％としてＡｃ１点を計算する。〕
焼戻し工程における焼戻し時間（即ち、焼戻し温度での保持時間）は、セメンタイト及び特定析出物の析出によってＹＲをより低下させやすい観点から、５分以上であることが好ましい。
製法Ａにおいて、アズロール電縫鋼管とは、熱延鋼板をロール成形（即ち、管状の成形）して製造される電縫鋼管であって、ロール成形後、シーム熱処理以外の熱処理が施されていない電縫鋼管を指す。
製法Ａにおけるアズロール電縫鋼管を製造する工程の好ましい態様については後述する。
製法Ａにおけるアズロール電縫鋼管を製造する工程の好ましい態様については後述する。
製法Ａは、アズロール電縫鋼管を製造する工程と、焼戻し工程と、の間に、アズロール電縫鋼管の形状を、サイザーにより、調整前後の真円度の変化量（以下、「サイザー真円度変化量（％）」ともいう）が１．０％以上となる条件で調整するサイザー工程を有することが好ましい。
製法Ａがサイザー工程を有する場合には、上述した特定析出物面積率が０．１００〜１．０００％である電縫鋼管をより製造し易い。
この理由は、サイザー真円度変化量が１．０％以上となる条件の上記サイザー工程により、アズロール電縫鋼管の内部に、ある程度の量以上の転位が導入され、その後、アズロール電縫鋼管に対し４００℃以上Ａｃ１点以下の温度の焼戻しを施すことにより、転位上に微細な特定析出物が析出しやすくなるため、と考えられる。
製法Ａがサイザー工程を有する場合には、上述した特定析出物面積率が０．１００〜１．０００％である電縫鋼管をより製造し易い。
この理由は、サイザー真円度変化量が１．０％以上となる条件の上記サイザー工程により、アズロール電縫鋼管の内部に、ある程度の量以上の転位が導入され、その後、アズロール電縫鋼管に対し４００℃以上Ａｃ１点以下の温度の焼戻しを施すことにより、転位上に微細な特定析出物が析出しやすくなるため、と考えられる。
ここで、アズロール電縫鋼管の真円度は、以下のようにして求める。
まず、アズロール電縫鋼管の外径を、管周方向について４５°ピッチで測定することにより４つの測定値を得る。得られた４つの測定値における、最大値、最小値、及び平均値をそれぞれ求める。最大値、最小値、及び平均値に基づき、以下の式によってアズロール電縫鋼管の真円度を求める。
アズロール電縫鋼管の真円度 ＝ （最大値−最小値）／平均値
まず、アズロール電縫鋼管の外径を、管周方向について４５°ピッチで測定することにより４つの測定値を得る。得られた４つの測定値における、最大値、最小値、及び平均値をそれぞれ求める。最大値、最小値、及び平均値に基づき、以下の式によってアズロール電縫鋼管の真円度を求める。
アズロール電縫鋼管の真円度 ＝ （最大値−最小値）／平均値
また、サイザー真円度変化量（％）は、サイザーによる形状調整前のアズロール電縫鋼管の真円度、及び、サイザーによる形状調整後のアズロール電縫鋼管の真円度に基づき、下記式によって求める。
サイザー前後の真円度の変化量（％） ＝ （｜サイザーによる形状調整後のアズロール電縫鋼管の真円度−サイザーによる形状調整前のアズロール電縫鋼管の真円度｜／サイザーによる形状調整前のアズロール電縫鋼管の真円度）×１００
サイザー前後の真円度の変化量（％） ＝ （｜サイザーによる形状調整後のアズロール電縫鋼管の真円度−サイザーによる形状調整前のアズロール電縫鋼管の真円度｜／サイザーによる形状調整前のアズロール電縫鋼管の真円度）×１００
製法Ａにおけるアズロール電縫鋼管を製造する工程は、
上述した化学組成を有する鋼片（スラブ）を加熱し、加熱された鋼片を熱間圧延することにより、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷却する冷却工程と、
冷却工程で冷却された熱延鋼板を巻き取ることにより、熱延鋼板からなるホットコイルを得る巻き取り工程と、
ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部を形成することにより、アズロール電縫鋼管を得る造管工程と、
を有することが好ましい。
造管工程は、電縫溶接後、必要に応じ、電縫溶接部に対しシーム熱処理を施してもよい。
上述した化学組成を有する鋼片（スラブ）を加熱し、加熱された鋼片を熱間圧延することにより、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷却する冷却工程と、
冷却工程で冷却された熱延鋼板を巻き取ることにより、熱延鋼板からなるホットコイルを得る巻き取り工程と、
ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部を形成することにより、アズロール電縫鋼管を得る造管工程と、
を有することが好ましい。
造管工程は、電縫溶接後、必要に応じ、電縫溶接部に対しシーム熱処理を施してもよい。
熱間圧延工程では、上述した化学組成を有する鋼片（スラブ）を１１５０℃〜１３５０℃の温度に加熱することが好ましい。
鋼片を加熱する温度が１１５０℃以上であると、電縫鋼管の母材部の靭性をより向上させることができる。この理由は、鋼片を加熱する温度が１１５０℃以上であると、未固溶のＮｂ炭化物の生成を抑制できるためと考えられる。
鋼片の加熱する温度が１３５０℃以下であると、電縫鋼管の母材部の靭性をより向上させることができる。この理由は、鋼片の加熱温度が１３５０℃以下であると、金属組織の粗大化を抑制できるためと考えられる。
鋼片を加熱する温度が１１５０℃以上であると、電縫鋼管の母材部の靭性をより向上させることができる。この理由は、鋼片を加熱する温度が１１５０℃以上であると、未固溶のＮｂ炭化物の生成を抑制できるためと考えられる。
鋼片の加熱する温度が１３５０℃以下であると、電縫鋼管の母材部の靭性をより向上させることができる。この理由は、鋼片の加熱温度が１３５０℃以下であると、金属組織の粗大化を抑制できるためと考えられる。
熱間圧延工程では、例えば１１５０℃〜１３５０℃の温度に加熱された鋼片を、Ａｒ３点＋１００℃以上の温度で熱間圧延することが好ましい。これにより、熱延鋼板の焼入れ性を向上させることができる。その結果、最終的に得られる電縫鋼管（即ち、焼戻しが施された電縫鋼管）の耐サワー性を向上させることができる。
ここで、Ａｒ３点は、母材部の化学組成から、下記式によって求める。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−５５Ｎｉ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−８０Ｍｏ
〔ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＭｏは、それぞれ、各元素の質量％である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＭｏは任意の元素であり、これら任意の元素のうち、鋼片に含有されていない元素については、０質量％としてＡｒ３点を計算する。〕
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−５５Ｎｉ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−８０Ｍｏ
〔ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＭｏは、それぞれ、各元素の質量％である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＭｏは任意の元素であり、これら任意の元素のうち、鋼片に含有されていない元素については、０質量％としてＡｒ３点を計算する。〕
冷却工程は、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷却する工程である。
冷却工程では、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、冷却開始温度をＡｒ３点以上として冷却することが好ましい。これにより、母材部の強度及び靭性をより向上させることができる。この理由は、冷却開始温度をＡｒ３点以上とすることにより、粗大なフェライトの生成が抑制されるためと考えられる。
冷却工程では、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、冷却開始温度をＡｒ３点以上として冷却することが好ましい。これにより、母材部の強度及び靭性をより向上させることができる。この理由は、冷却開始温度をＡｒ３点以上とすることにより、粗大なフェライトの生成が抑制されるためと考えられる。
冷却工程における冷却は、熱間圧延工程における圧延終了後（即ち、熱間圧延工程における最終圧延の終了後）、１０秒以内に開始することが好ましい。これにより、最終的に得られる電縫鋼管のフェライト分率を８０％以下に調整し易い。
また、冷却工程では、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、５℃／ｓ〜８０℃／ｓの冷却速度で冷却することが好ましい。
冷却速度が５℃／ｓ以上であると、母材部の靭性劣化がより抑制される。この理由は、冷却工程における冷却速度が５℃／ｓ以上であることにより、粗大なフェライトの生成が抑制されるためと考えられる。
冷却速度が８０℃／ｓ以下であると、母材部の靭性劣化が抑制される。この理由は、冷却工程における冷却速度が８０℃／ｓ以下であることにより、第二相分率が過剰となること（即ち、フェライト分率が４０％未満となること）が抑制されるためと考えられる。
冷却速度が５℃／ｓ以上であると、母材部の靭性劣化がより抑制される。この理由は、冷却工程における冷却速度が５℃／ｓ以上であることにより、粗大なフェライトの生成が抑制されるためと考えられる。
冷却速度が８０℃／ｓ以下であると、母材部の靭性劣化が抑制される。この理由は、冷却工程における冷却速度が８０℃／ｓ以下であることにより、第二相分率が過剰となること（即ち、フェライト分率が４０％未満となること）が抑制されるためと考えられる。
巻き取り工程は、冷却工程で冷却された熱延鋼板を、４５０〜６５０℃の巻き取り温度にて巻き取ることが好ましい。
巻き取り温度が４５０℃以上であると、母材部の靭性劣化が抑制される。この理由は、巻き取り温度が４５０℃以上であると、マルテンサイトの生成が抑制されるためと考えられる。
巻き取り温度が６５０℃以下であると、ＹＲの上昇を抑制できる。この理由は、巻き取り温度が６５０℃以下であると、Ｎｂ炭窒化物の過剰な生成が抑制され、その結果、ＹＳの上昇が抑制されるためと考えられる。
巻き取り温度が４５０℃以上であると、母材部の靭性劣化が抑制される。この理由は、巻き取り温度が４５０℃以上であると、マルテンサイトの生成が抑制されるためと考えられる。
巻き取り温度が６５０℃以下であると、ＹＲの上昇を抑制できる。この理由は、巻き取り温度が６５０℃以下であると、Ｎｂ炭窒化物の過剰な生成が抑制され、その結果、ＹＳの上昇が抑制されるためと考えられる。
以下、本開示の実施例を示すが、本開示は以下の実施例には限定されない。
〔実施例１〜２６、比較例１〜３１〕
＜ホットコイルの製造＞
表１及び表２に示す化学組成を有する鋼片を準備した。
比較例２８（Ｓ：０．００１５％）の鋼片は、通常の条件で製造した。
実施例１〜２６、並びに、比較例１〜２７及び２９〜３１の鋼片を製造する過程では、精錬時に用いるスラグの組成を最適化する技術、及び、精錬の途中でスラグを交換する技術を利用して、鋼片におけるＳ量が０．００１０％以下となるように制御した。
＜ホットコイルの製造＞
表１及び表２に示す化学組成を有する鋼片を準備した。
比較例２８（Ｓ：０．００１５％）の鋼片は、通常の条件で製造した。
実施例１〜２６、並びに、比較例１〜２７及び２９〜３１の鋼片を製造する過程では、精錬時に用いるスラグの組成を最適化する技術、及び、精錬の途中でスラグを交換する技術を利用して、鋼片におけるＳ量が０．００１０％以下となるように制御した。
上記鋼片を１２５０℃に加熱し、加熱された鋼片を熱間圧延して熱延鋼板とし、得られた熱延鋼板を、冷却速度５０℃／ｓにて冷却し、冷却された熱延鋼板を巻き取り温度５５０℃にて巻き取ることにより、熱延鋼板からなるホットコイルを得た。
ここで、熱間圧延における最終圧延終了から冷却開始までの時間は、表３に示す時間とした。
ここで、熱間圧延における最終圧延終了から冷却開始までの時間は、表３に示す時間とした。
各実施例及び各比較例において、表１及び表２に示した元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
表２中、実施例１８および１９におけるＲＥＭはＣｅであり、実施例２３および２４におけるＲＥＭはＮｄであり、実施例２５におけるＲＥＭはＬａである。
表１〜表３中、下線を付した数値は、本開示の範囲外の数値である。
表２中、実施例１８および１９におけるＲＥＭはＣｅであり、実施例２３および２４におけるＲＥＭはＮｄであり、実施例２５におけるＲＥＭはＬａである。
表１〜表３中、下線を付した数値は、本開示の範囲外の数値である。
＜アズロール電縫鋼管の製造＞
上記ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して溶接部を形成し、次いで溶接部をシーム熱処理することにより、アズロール電縫鋼管を得た。
上記ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して溶接部を形成し、次いで溶接部をシーム熱処理することにより、アズロール電縫鋼管を得た。
＜電縫鋼管の製造（サイザー及び焼戻し）＞
上記アズロール電縫鋼管の形状を、サイザーにより、表３に示すサイザー真円度変化量（％）となる条件で調整した。
形状調整後のアズロール電縫鋼管に対し、表３に示す焼戻し温度及び焼戻し時間による焼戻しを施すことにより、電縫鋼管を得た。
得られた電縫鋼管の外径は２１９ｍｍであり、この電縫鋼管の肉厚は１５．９ｍｍであった。
なお、以上の製造工程は、鋼の化学組成に影響を及ぼさない。従って、得られた電縫鋼管の母材部の化学組成は、原料である鋼片の化学組成と同一とみなせる。
上記アズロール電縫鋼管の形状を、サイザーにより、表３に示すサイザー真円度変化量（％）となる条件で調整した。
形状調整後のアズロール電縫鋼管に対し、表３に示す焼戻し温度及び焼戻し時間による焼戻しを施すことにより、電縫鋼管を得た。
得られた電縫鋼管の外径は２１９ｍｍであり、この電縫鋼管の肉厚は１５．９ｍｍであった。
なお、以上の製造工程は、鋼の化学組成に影響を及ぼさない。従って、得られた電縫鋼管の母材部の化学組成は、原料である鋼片の化学組成と同一とみなせる。
＜測定＞
得られた電縫鋼管について、以下の測定を行った。
結果を表３に示す。
得られた電縫鋼管について、以下の測定を行った。
結果を表３に示す。
（フェライト分率の測定及び第二相の組織の確認）
前述した方法により、フェライト分率を測定し、第二相の種類を確認した。
表３中、ＴＢは焼戻しベイナイトを意味し、Ｐはパーライトを意味する。
前述した方法により、フェライト分率を測定し、第二相の種類を確認した。
表３中、ＴＢは焼戻しベイナイトを意味し、Ｐはパーライトを意味する。
（ＹＳ、ＴＳ、及びＹＲの測定）
電縫鋼管の母材９０°位置から、引張試験用の試験片を、引張試験の試験方向（引張方向）が電縫鋼管の管軸方向（以下、「Ｌ方向」とも称する）となる向きに採取した。ここで、試験片の形状は、アメリカ石油協会規格ＡＰＩ ５Ｌ（以下、単に「ＡＰＩ ５Ｌ」とする）に準拠する平板形状とした。
採取した試験片を用い、室温にて、ＡＰＩ ５Ｌに準拠し、試験方向を電縫鋼管のＬ方向とする引張試験を行い、電縫鋼管のＬ方向のＴＳ、及び、電縫鋼管のＬ方向のＹＳをそれぞれ測定した。
また、算出式「（ＹＳ／ＴＳ）×１００」により、電縫鋼管のＬ方向のＹＲ（％）を求めた。
電縫鋼管の母材９０°位置から、引張試験用の試験片を、引張試験の試験方向（引張方向）が電縫鋼管の管軸方向（以下、「Ｌ方向」とも称する）となる向きに採取した。ここで、試験片の形状は、アメリカ石油協会規格ＡＰＩ ５Ｌ（以下、単に「ＡＰＩ ５Ｌ」とする）に準拠する平板形状とした。
採取した試験片を用い、室温にて、ＡＰＩ ５Ｌに準拠し、試験方向を電縫鋼管のＬ方向とする引張試験を行い、電縫鋼管のＬ方向のＴＳ、及び、電縫鋼管のＬ方向のＹＳをそれぞれ測定した。
また、算出式「（ＹＳ／ＴＳ）×１００」により、電縫鋼管のＬ方向のＹＲ（％）を求めた。
（母材部のｖＥ（Ｊ）（０℃におけるシャルピー吸収エネルギー）の測定）
電縫鋼管の母材９０℃位置からＶノッチ付きフルサイズ試験片（シャルピー衝撃試験用の試験片）を採取した。Ｖノッチ付きフルサイズ試験片は、試験方向が管周方向（Ｃ方向）となるように採取した。採取されたＶノッチ付きフルサイズ試験片について、０℃の温度条件下で、ＡＰＩ ５Ｌに準拠してシャルピー衝撃試験を行い、ｖＥ（Ｊ）を測定した。
以上の測定を、電縫鋼管１つ当たり５回行い、５回の測定値の平均値を、その電縫鋼管の母材部のｖＥ（Ｊ）とした。
電縫鋼管の母材９０℃位置からＶノッチ付きフルサイズ試験片（シャルピー衝撃試験用の試験片）を採取した。Ｖノッチ付きフルサイズ試験片は、試験方向が管周方向（Ｃ方向）となるように採取した。採取されたＶノッチ付きフルサイズ試験片について、０℃の温度条件下で、ＡＰＩ ５Ｌに準拠してシャルピー衝撃試験を行い、ｖＥ（Ｊ）を測定した。
以上の測定を、電縫鋼管１つ当たり５回行い、５回の測定値の平均値を、その電縫鋼管の母材部のｖＥ（Ｊ）とした。
（溶接部のｖＥ（Ｊ）（０℃におけるシャルピー吸収エネルギー）の測定）
Ｖノッチ付きフルサイズ試験片を採取した位置を、電縫鋼管の溶接部に変更したこと以外は、母材部のｖＥ（Ｊ）の測定と同様の操作を行った。
Ｖノッチ付きフルサイズ試験片を採取した位置を、電縫鋼管の溶接部に変更したこと以外は、母材部のｖＥ（Ｊ）の測定と同様の操作を行った。
（特定析出物面積率の測定）
前述した方法により、特定析出物面積率（即ち、円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率；表３では単に「析出物面積率（％）」と表記する）を測定した。
前述した方法により、特定析出物面積率（即ち、円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率；表３では単に「析出物面積率（％）」と表記する）を測定した。
（ＨＩＣ試験のＣＬＲ（％）；耐サワー性）
ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ−ＴＭ０２８４に準拠して実施した。
電縫鋼管の母材９０℃位置からＨＩＣ試験用の全厚試験片を採取し、採取した全厚試験片を、Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ液（５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ＋０．５ｍａｓｓ％氷酢酸水溶液）に１００％のＨ２Ｓガスを飽和させた試験液中に、９６時間浸漬した。９６時間浸漬後の試験片について、超音波探傷機にてＨＩＣの発生の有無を測定した。この測定結果に基づき、下記式によりＣＬＲ（％）を求めた。
ＣＬＲが小さいほど、耐サワー性に優れる。
ＣＬＲ（％） ＝（割れの合計長さ／試験片長さ）×１００（％）
ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ−ＴＭ０２８４に準拠して実施した。
電縫鋼管の母材９０℃位置からＨＩＣ試験用の全厚試験片を採取し、採取した全厚試験片を、Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ液（５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ＋０．５ｍａｓｓ％氷酢酸水溶液）に１００％のＨ２Ｓガスを飽和させた試験液中に、９６時間浸漬した。９６時間浸漬後の試験片について、超音波探傷機にてＨＩＣの発生の有無を測定した。この測定結果に基づき、下記式によりＣＬＲ（％）を求めた。
ＣＬＲが小さいほど、耐サワー性に優れる。
ＣＬＲ（％） ＝（割れの合計長さ／試験片長さ）×１００（％）
表１〜表３に示すように、各実施例の電縫鋼管は、耐サワー性に優れ、ある程度の引張強度及び降伏強度を有し、降伏比が低減され、母材部及び溶接部の靭性に優れることがわかる。
各実施例に対し、各比較例の結果は以下のとおりであった。
Ｃ量が上限を超過した比較例１では、耐サワー性が低下した。
Ｃ量が下限を下回った比較例２では、ＹＲが高くなった。この理由は、鋼の加工硬化能が劣化したためと考えられる。
Ｓｉ量が上限を超過した比較例３では、溶接部の靭性が低下した。
Ｓｉ量が下限を下回った比較例４では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、脱酸が不十分となり粗大な酸化物が生じたためと考えられる。
Ｍｎ量が下限を下回った比較例５では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、Ｓ起因の脆化が生じたためと考えられる。
Ｍｎ量が上限を超過した比較例６では、母材部及び溶接部の靭性が低下し、耐サワー性が低下した。この理由は、ＭｎＳ起因の割れが生じたためと考えられる。
Ｔｉ量が下限を下回った比較例７では、母材部の靭性が低下した。この理由は、結晶粒が粗大となったためと考えられる。
Ｔｉ量が上限を超過した比較例８では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、粗大なＴｉＮが生成したためと考えられる。
Ｎｂが下限を下回った比較例９では、母材部の靭性が低下した。この理由は、未再結晶圧延が不十分となったためと考えられる。
Ｎｂが上限を超過した比較例１０では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、粗大なＮｂ炭窒化物が生成したためと考えられる。
Ａｌが下限を下回った比較例１１では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、脱酸が不十分となったためと考えられる。
Ａｌが上限を超過した比較例１２では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、Ａｌ系介在物が多量に生成したためと考えられる。
ＣＮｅｑが上限を超過した比較例１３では、ＹＳが上限を超過した。
ＣＮｅｑが下限を下回った比較例１４では、ＴＳが下限を下回った。
Ｃ量が上限を超過した比較例１では、耐サワー性が低下した。
Ｃ量が下限を下回った比較例２では、ＹＲが高くなった。この理由は、鋼の加工硬化能が劣化したためと考えられる。
Ｓｉ量が上限を超過した比較例３では、溶接部の靭性が低下した。
Ｓｉ量が下限を下回った比較例４では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、脱酸が不十分となり粗大な酸化物が生じたためと考えられる。
Ｍｎ量が下限を下回った比較例５では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、Ｓ起因の脆化が生じたためと考えられる。
Ｍｎ量が上限を超過した比較例６では、母材部及び溶接部の靭性が低下し、耐サワー性が低下した。この理由は、ＭｎＳ起因の割れが生じたためと考えられる。
Ｔｉ量が下限を下回った比較例７では、母材部の靭性が低下した。この理由は、結晶粒が粗大となったためと考えられる。
Ｔｉ量が上限を超過した比較例８では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、粗大なＴｉＮが生成したためと考えられる。
Ｎｂが下限を下回った比較例９では、母材部の靭性が低下した。この理由は、未再結晶圧延が不十分となったためと考えられる。
Ｎｂが上限を超過した比較例１０では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、粗大なＮｂ炭窒化物が生成したためと考えられる。
Ａｌが下限を下回った比較例１１では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、脱酸が不十分となったためと考えられる。
Ａｌが上限を超過した比較例１２では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、Ａｌ系介在物が多量に生成したためと考えられる。
ＣＮｅｑが上限を超過した比較例１３では、ＹＳが上限を超過した。
ＣＮｅｑが下限を下回った比較例１４では、ＴＳが下限を下回った。
ＬＲが０．２１０を下回った比較例１５では、ＹＲが上限を超過した。
比較例１６は、ＴＳが下限を下回り、ＹＲが上限を超過した。この理由は、焼戻し温度が低すぎたために、焼戻しによって造管ひずみを緩和させる効果（即ち、転位密度を低減させる効果）が不十分であり、かつ、転位上析出が不十分であったためと考えられる。
比較例１７では、母材部の靭性が低下した（即ち、母材部のｖＥが下限を下回った）。この理由は、焼戻し温度が高すぎたために、オーステナイトへの変態が起こり、金属組織が粗大化し、母材部の靭性が低下したためと考えられる。
比較例１８〜２１では、ＹＲが上限を超過した。この理由は、サイザーによる真円度変化量が少ないために、十分な転位が導入されず、転位上析出が起こらなかったためと考えられる。
Ｎ量が下限を下回った比較例２２では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、結晶粒が粗大になったためと考えられる。
Ｎ量が上限を超過した比較例２３では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、窒化物の生成量が増大したためと考えられる。
Ｍｎ／Ｓｉ比が下限を下回った比較例２４では、溶接部の靭性が低下した。
フェライト分率が上限を超過した比較例２５では、耐サワー性が低下した。
比較例２６は、ＹＲが上限を超過した。この理由は、焼戻し時間が短かったために、焼戻しによって造管ひずみを緩和させる効果（即ち、転位密度を低減させる効果）が不十分であり、かつ、転位上析出が不十分であったためと考えられる。
ＣＮｅｑが上限を超過した比較例２７では、ＹＳ及びＴＳがいずれも上限を超過した。
Ｓ量が上限を超過した比較例２８では、耐サワー性が低下した。
ＬＲが０．２１０を下回った比較例２９〜３１では、ＹＲが上限を超過した。
比較例１６は、ＴＳが下限を下回り、ＹＲが上限を超過した。この理由は、焼戻し温度が低すぎたために、焼戻しによって造管ひずみを緩和させる効果（即ち、転位密度を低減させる効果）が不十分であり、かつ、転位上析出が不十分であったためと考えられる。
比較例１７では、母材部の靭性が低下した（即ち、母材部のｖＥが下限を下回った）。この理由は、焼戻し温度が高すぎたために、オーステナイトへの変態が起こり、金属組織が粗大化し、母材部の靭性が低下したためと考えられる。
比較例１８〜２１では、ＹＲが上限を超過した。この理由は、サイザーによる真円度変化量が少ないために、十分な転位が導入されず、転位上析出が起こらなかったためと考えられる。
Ｎ量が下限を下回った比較例２２では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、結晶粒が粗大になったためと考えられる。
Ｎ量が上限を超過した比較例２３では、母材部及び溶接部の靭性が低下した。この理由は、窒化物の生成量が増大したためと考えられる。
Ｍｎ／Ｓｉ比が下限を下回った比較例２４では、溶接部の靭性が低下した。
フェライト分率が上限を超過した比較例２５では、耐サワー性が低下した。
比較例２６は、ＹＲが上限を超過した。この理由は、焼戻し時間が短かったために、焼戻しによって造管ひずみを緩和させる効果（即ち、転位密度を低減させる効果）が不十分であり、かつ、転位上析出が不十分であったためと考えられる。
ＣＮｅｑが上限を超過した比較例２７では、ＹＳ及びＴＳがいずれも上限を超過した。
Ｓ量が上限を超過した比較例２８では、耐サワー性が低下した。
ＬＲが０．２１０を下回った比較例２９〜３１では、ＹＲが上限を超過した。
日本国特許出願２０１６−１３４２８９の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。
本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。
Claims (6)
- 母材部及び電縫溶接部を含み、
前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３０％以上０．０８０％未満、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１０〜０．４５０％、
Ａｌ：０．００１０〜０．１０００％、
Ｐ ：０〜０．０３０％、
Ｓ ：０〜０．００１０％、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｖ ：０〜０．１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（１）で示されるＣＮｅｑが０．１９０〜０．３２０であり、
Ｓｉの質量％に対するＭｎの質量％の比が２．０以上であり、
下記式（２）で示されるＬＲが０．２１０以上であり、
前記母材部の金属組織を走査型電子顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察した場合に、フェライトからなる第一相の面積率が４０〜８０％であり、残部である第二相が焼戻しベイナイトを含み、
管軸方向の降伏強度が３９０〜５６２ＭＰａであり、
管軸方向の引張強度が５２０〜６９０ＭＰａであり、
管軸方向の降伏比が９３％以下であり、
前記母材部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において１００Ｊ以上であり、
前記電縫溶接部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において８０Ｊ以上である
ラインパイプ用電縫鋼管。
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
〔式（１）及び式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕 - 前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０％超０．５０％以下、
Ｃｕ：０％超１．００％以下、
Ｎｉ：０％超１．００％以下、
Ｃｒ：０％超１．００％以下、
Ｖ ：０％超０．１００％以下、
Ｃａ：０％超０．０１００％以下、
Ｍｇ：０％超０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下
の１種又は２種以上を含有する請求項１に記載のラインパイプ用電縫鋼管。 - 前記母材部の金属組織を透過型電子顕微鏡を用いて１０００００倍の倍率で観察した場合に、円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率が０．１００〜１．０００％である請求項１又は請求項２に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
- 前記母材部の化学組成におけるＮｂの含有量が、質量％で、０．０２０％以上である請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
- 肉厚が１０〜２５ｍｍであり、外径が１１４．３〜６０９．６ｍｍである請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
- 前記母材部から採取した試験片について水素誘起割れ試験を行った場合に、試験片長さに対する割れの合計長さの百分率であるＣＬＲが、８％以下である請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
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