JP7081727B1 - 電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

電縫鋼管およびその製造方法を提供する。本発明は、母材部と溶接部を有する電縫鋼管であって、母材部の肉厚中央部における鋼組織は、ｂｃｃ相が体積率で８０％以上であり、平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、（１）式で表されるＡ値が０．５５以上０．８５以下であり、管軸方向の降伏比が９０％以下であり、母材部の－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である。Ａ＝φ／（（πρ／２）1/2×ｂ）・・・（１）

Description

本発明は、土木建築構造物やラインパイプ等に好適な、電縫鋼管およびその製造方法に関する。
土木建築構造物やラインパイプ等の大型構造物に用いられる鋼管には、耐座屈性、耐衝撃性等の観点から、低降伏比および高靭性を有することが求められる。
上記した大型構造物に用いられる鋼管の一つに電縫鋼管がある。電縫鋼管は、コイル状に巻き取られた熱延鋼板（熱延鋼帯）を、連続的に払い出しながら冷間ロール成形して円筒状のオープン管とし、該オープン管の管周方向突合せ部を高周波電気抵抗加熱により溶融させ、スクイズロールによるアプセットで圧接接合する電縫溶接を施し、サイジングロールにより所定の外径まで縮径することで製造される鋼管である。
電縫鋼管は、冷間で連続的に造管されるため、生産性や形状精度が高い等の利点を有するが、造管過程において素材が加工硬化するため、降伏比が高いという欠点がある。また、厚肉になるほど造管過程での加工硬化が大きくなるため、造管後の降伏比が更に高くなるという問題があった。
上記した問題を解決する技術として、例えば特許文献１および特許文献２の電縫鋼管が提案されている。特許文献１には、母材鋼板の金属組織が、面積率で５０～９２％のポリゴナルフェライトを含み、上記ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ以下であり、電縫溶接部の硬さがＨｖ１６０～２４０であり、電縫溶接部の組織がベイナイト、細粒フェライト及びパーライト、又は、細粒フェライト及びベイナイトである厚肉電縫鋼管が開示されている。
特許文献２には、母材部の肉厚中央部の金属組織において、ポリゴナルフェライト分率が６０～９０％であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒率が２０％以下であり、管軸方向の降伏比が８０～９５％であるラインパイプ用アズロール電縫鋼管が開示されている。
特許第５２９３９０３号公報 特許第６２６０７５７号公報
特許文献１および特許文献２に記載の電縫鋼管は、高靭性を確保するために結晶粒を微細化している。しかしながら、結晶粒を微細にすると降伏比が上昇してしまうため、肉厚が１５ｍｍを超える厚肉材において低降伏比と高靭性を両立することが困難であった。
本発明は、上記した事情を鑑みてなされたものであって、土木建築構造物やラインパイプ等の大型構造物に好適な、低降伏比および高靭性を有する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。
ここで、本発明でいう「低降伏比」とは、管軸方向の降伏比（＝降伏応力（ＭＰａ）／引張強さ（ＭＰａ）×１００）が９０％以下であることを指す。好ましくは、８５％以下である。
本発明でいう「高靭性」とは、母材部の－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを指す。好ましくは、１５０Ｊ以上である。
なお、上記した降伏応力、引張強さ、シャルピー吸収エネルギーは、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。その結果、電縫鋼管の変形において、変形初期すなわち比較的低応力の段階では、可動転位が運動することで塑性変形が進行することに着目した。具体的には、転位密度が等しい電縫鋼管でも、可動転位の割合が高い方が、降伏応力が低いことを見出した。また、熱延鋼板を低温でロール成形することで、結晶粒内に導入された転位の運動が抑制されて、転位がセル化せずに可動転位として結晶粒内に残存することも併せて見出した。
結晶粒内に可動転位が適切な範囲に制御されて残存していると、厚肉材であっても電縫鋼管の降伏比が低下するとともに、靭性が向上することが明らかとなった。
本発明は、上記の知見に基づいて完成させたものであり、下記の要旨からなる。
［１］ 母材部と溶接部を有する電縫鋼管であって、
前記母材部の肉厚中央部における鋼組織は、
ｂｃｃ相が体積率で８０％以上であり、
平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
（１）式で表されるＡ値が０．５５以上０．８５以下であり、
管軸方向の降伏比が９０％以下であり、
前記母材部の－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である、電縫鋼管。
Ａ＝φ／（（πρ／２）1/2×ｂ）・・・（１）
ここで、（１）式において、
φ：Ｘ線回折により得られる加工度を表すパラメータ、
ρ：転位密度（ｍ-2）、
ｂ：転位のバーガースベクトル（ｍ）、
π：円周率、
である。
［２］ 前記母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．００１％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．２０％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．１５％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる、［１］に記載の電縫鋼管。
［３］ 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１５％以下、
Ｖ：０．１５％以下、
Ｃａ：０．０１０％以下、
Ｂ：０．０１０％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含む、［２］に記載の電縫鋼管。
［４］ 前記母材部の肉厚が１５ｍｍ以上３０ｍｍ以下である、［１］～［３］のいずれかに記載の電縫鋼管。
［５］ 前記母材部の肉厚中央部における鋼組織は、フェライトとベイナイトの体積率の合計が８５％以上である、［１］～［４］のいずれかに記載の電縫鋼管。
［６］ ［１］～［５］のいずれかに記載の電縫鋼管の製造方法であって、
鋼素材を、
加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、
粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上９００℃以下、かつ、９３０℃以下での合計圧下率：５０％以上で熱間圧延を施して熱延板とする熱間圧延工程と、
前記熱延板に、板厚中心温度で、平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４００℃以上６５０℃以下で冷却する冷却工程と、
前記熱延板を、４００℃以上６５０℃以下の温度で巻取り熱延鋼板とする巻取工程と、
ロール成形により前記熱延鋼板を－４０℃以下の温度で円筒状に成形し、電縫溶接を施して鋼管素材とする造管工程と、
前記鋼管素材を－４０℃以下の温度で縮径して電縫鋼管を得るサイジング工程を有する、
電縫鋼管の製造方法。
［７］ 前記鋼素材の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０.００１％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０.２０％以上３．０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．１５％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる、［６］に記載の電縫鋼管の製造方法。
［８］ 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１５％以下、
Ｖ：０．１５％以下、
Ｃａ：０．０１０％以下、
Ｂ：０．０１０％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含む、［７］に記載の電縫鋼管の製造方法。
［９］ 前記電縫鋼管の母材部の肉厚が１５ｍｍ以上３０ｍｍ以下である、［６］～［８］のいずれかに記載の電縫鋼管の製造方法。
本発明によれば、厚肉材であっても、低降伏比および高靭性を両立した電縫鋼管およびその製造方法を提供することが可能となる。
図１は、電縫鋼管の溶接部を含む周辺の管周方向断面（管軸方向に対して垂直な断面）を示す模式図である。
以下に、本発明の電縫鋼管について説明する。
本発明の電縫鋼管は、母材部と管軸方向に延びた溶接部（電縫溶接部）を有する。本発明の母材部の肉厚中央部における鋼組織は、ｂｃｃ相が体積率で８０％以上であり、平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、（１）式で表されるＡ値が０．５５以上０．８５以下であり、管軸方向の降伏比が９０％以下であり、母材部－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である。
Ａ＝φ／（（πρ／２）1/2×ｂ）・・・（１）
ここで、（１）式において、
φ：Ｘ線回折により得られる加工度を表すパラメータ
ρ：転位密度（ｍ-2）
ｂ：転位のバーガースベクトル（ｍ）
π：円周率
である。
まず、本発明の電縫鋼管の鋼組織および特性を限定した理由について説明する。
母材部の肉厚中央部におけるｂｃｃ相の体積率：８０％以上
ｂｃｃ（体心立方格子）相は、ｆｃｃ（面心立方格子）やｈｃｐ（六方最密構造）等の相と比較して、転位の運動に及ぼす温度の影響が大きい。このため、ｂｃｃ相は、温度低下による転位の運動の抑制効果が大きい。すなわち、ｂｃｃ相の体積率が高いほど、電縫鋼管を低温で造管した際に、より多くの転位の運動が抑制されるため、転位同士が絡み合いにくく、可動転位の割合が高くなる。その結果、降伏比が低下する。このような効果を十分に得るため、上記したｂｃｃ相の体積率は８０％以上とする。ｂｃｃ相の体積率は、好ましくは８５％以上であり、より好ましくは９０％以上である。
ｂｃｃ相の体積率の上限は特に規定しないが、ｂｃｃ単相組織を得るためには熱間圧延後に鋼板を急速に冷却する必要があり、厚肉材の肉厚中央部においてはｂｃｃ相以外の相を完全に回避することが困難である。このことから、ｂｃｃ相は、体積率で９８％以下が好ましく、体積率で９７％以下がより好ましい。ｂｃｃ相以外の残部は、ｆｃｃ相またはセメンタイトであり、体積率で２０％以下が好ましい。
ここで、ｂｃｃ相の体積率の測定は、後述する実施例に記載のように、Ｘ線回折により行う。溶接部を０°としたときの管周方向９０°位置の母材部の管長手方向および肉厚方向の両方に平行な断面を鏡面研磨した後、１００μｍ電解研磨して表面加工層を除去し、回折面が肉厚中央部となるように作製した試験片を用いて、鋼組織を測定する。測定にはＭｏのＫα線を使用し、ｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）面の積分強度からｂｃｃ相の体積率を求める。また、ｆｃｃ相の体積率も同時に求める。
母材部の肉厚中央部における結晶粒の平均結晶粒径：１５．０μｍ以下
本発明では、隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒とする。母材部の肉厚中央部における結晶粒の平均結晶粒径が１５．０μｍ超の場合、亀裂伝播の障害となる結晶粒界の総面積が小さいため、本発明で目的とする高靱性が得られない。よって、上記した平均結晶粒径は１５．０μｍ以下とする。平均結晶粒径は、好ましくは１０．０μｍ以下であり、より好ましくは８．０μｍ以下である。なお、平均結晶粒径が小さいほど降伏比が上昇するため、平均結晶粒径は２．０μｍ以上であることが好ましい。平均結晶粒径は、より好ましくは３．０μｍ以上である。
ここで、平均結晶粒径とは、隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒（結晶粒界）としたときの、該結晶粒の平均円相当径とする。円相当径（結晶粒径）とは、対象となる結晶粒と面積が等しい円の直径とする。
平均結晶粒径の測定は、後述する実施例に記載の方法で行うことができる。溶接部を０°としたときの管周方向９０°位置の母材部の管長手方向および肉厚方向の両方に平行な断面を鏡面研磨し、試験片を作製する。ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて、該試験片の肉厚中央部における、結晶粒径分布のヒストグラム（横軸：結晶粒径、縦軸：各結晶粒径での存在割合としたグラフ）を算出し、結晶粒径の算術平均を求めて、平均結晶粒径とする。測定条件は、加速電圧：１５ｋＶ、測定領域：５００μｍ×５００μｍ、測定ステップサイズ（測定分解能）：０．５μｍとする。なお、結晶粒径の解析では、結晶粒径が２．０μｍ未満のものは測定ノイズとして解析対象から除外する。
Ａ値：０．５５以上０．８５以下
Ａ値は、転位の分布状態と相関があるパラメータであり、上記した（１）式で表すことができる。
（１）式は、φ：Ｘ線回折により得られる加工度を表すパラメータ、ρ：転位密度（ｍ-2）、およびｂ：転位のバーガースベクトル（ｍ）の関係を示す式である（参考文献３）。
Ａ値が大きいほど、結晶粒内に導入された転位が均一に分布しており、転位がセル化しておらず、可動転位として結晶粒内に残存している割合が高い傾向にあることを示す。
セル化した転位は、互いに絡み合っているため、動き出すためには高い応力が必要である。一方、可動転位は、セル化した転位と比較して低い応力で動くことができる。そのため、結晶粒内の可動転位が多いほど（可動転位の割合が高いほど）、低い応力で塑性変形が開始するので、降伏比が低くなる。また、結晶粒内の可動転位が多いほど、亀裂先端における塑性変形が促進されるので、劈開破壊が生じにくく、その結果、靭性が高くなる。このような理由から、本発明では上記した（１）式を満足することが重要となる。
転位がセル化した従来の電縫鋼管では、上記した（１）式で表されるＡ値は０．５５未満であることがわかった。そこで、本発明では、所望の降伏比を得るのに十分な量の可動転位を確保するため、Ａ値を０．５５以上とする。Ａ値は大きいほど好ましいが、Ａ値をより大きくするためには、より低温で造管する必要がある。そのため、変形抵抗の上昇による造管負荷の増大、油圧装置等の温度管理、および冷却コストの観点から、Ａ値は０．８５以下とする。Ａ値は、好ましくは０．６０以上であり、好ましくは０．８０以下である。Ａ値は、より好ましくは０．６１以上であり、より好ましくは０．７８以下である。
なお、Ａ値は、後述する製造条件（造管工程および縮径工程（の温度））を制御することにより、上記範囲内に制御できる。
ここで、上記した（１）式の「転位密度ρ」、「パラメータφ」、「バーガースベクトルｂ」は、後述する実施例に記載する方法で求めることができる。
転位密度ρは、母材部の管長手方向および肉厚方向の両方に平行な断面を鏡面研磨した後、１００μｍ電解研磨して表面加工層を除去し、回折面が肉厚中央部となるように作製した試験片を用いてＸ線回折を行う。その結果からmodified Williamson-Hall法およびmodifiedWarren-Averbach法（参考文献１、２）を用いて、転位密度ρを求めることができる。パラメータφは、上記のＸ線回折結果からdirect-fitting/modified Williamson-Hall法（参考文献３）を用いて求めることができる。バーガースベクトルｂは、ｂｃｃ鉄のすべり方向である＜１１１＞の原子間距離として、０．２４８×１０-9ｍを用いることができる。
［参考文献１］T. Ungar and A. Borbely: Appl.Phys.Lett., 69(1996), 3173.
［参考文献２］M. Kumagai, M. Imafuku, S. Ohya: ISIJ International, 54 (2014), 206.
［参考文献３］S. Takaki, T. Masumura and T. Tsuchiyama: ISIJInternational,59(2019), 567.
管軸方向の降伏比：９０％以下
本発明の電縫鋼管は、溶接部を０°としたときの管周方向９０°位置の母材部における、管軸方向の降伏比（＝降伏応力（ＭＰａ）／引張強さ（ＭＰａ）×１００）が９０％以下である。降伏比が９０％を超える場合、土木建築構造物の柱材等に用いた際の耐震性や、ラインパイプに用いた際の耐震性および耐座屈性が低下する。上記降伏比は、好ましくは８７％以下であり、より好ましくは８６％以下である。必要な耐力を確保するための観点から、上記降伏比は、好ましくは５５％以上であり、より好ましくは６５％以上であり、さらに好ましくは７５％以上である。
母材部の－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギー：１００Ｊ以上
本発明の電縫鋼管は、母材部の－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である。１００Ｊ未満の場合、土木建築構造物の柱材等やラインパイプに用いた際の耐震性が低下する。上記シャルピー吸収エネルギーは、好ましくは１５０Ｊ以上であり、より好ましくは１６０J以上である。また、シャルピー吸収エネルギーが高い場合、平均結晶粒径が小さく降伏比が高くなるため、好ましくは５００Ｊ以下であり、より好ましくは４００Ｊ以下である。
ここで、上記の降伏強度、引張強度、降伏比は、後述する実施例に記載するように、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施することで得られる。シャルピー吸収エネルギーは、後述する実施例に記載するように、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、Ｖノッチ標準試験片を用い、試験温度：－４０℃でシャルピー衝撃試験を実施することで得られる。
本発明の電縫鋼管は、上述した鋼組織を有することで上記の特性が得られる。更なる特性の向上を目的として、本発明の鋼組織は、さらに次の構成を有することができる。
母材部の肉厚中央部における鋼組織は、フェライトとベイナイトの体積率の合計が、母材部の肉厚中央部における鋼組織全体に対して８５％以上であることが好ましい。フェライトとベイナイトを除く残部組織は、パーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上からなる。残部組織の体積率の合計は、１５％以下が好ましい。
フェライトは、ｂｃｃ相であり、軟質な組織である。ベイナイトは、ｂｃｃ相であり、フェライトよりも硬質であり、パーライト、マルテンサイトおよびオーステナイトよりも軟質であり、靱性に優れた組織である。フェライトおよびベイナイトに硬質な組織を混合させた場合、降伏比が低下する。一方で、硬度差に起因する応力集中により、界面が破壊の起点となりやすく、これに起因して靱性が低下する。そのため、フェライトとベイナイトの体積率の合計は、８５％以上であることが好ましい。より好ましくは、９０％以上である。また、好ましくは９８％以下であり、より好ましくは９７％以下である。
パーライトおよびマルテンサイトは、それぞれｂｃｃ相とセメンタイトの混合組織、およびｂｃｃ相であり、ともに硬質な組織である。なお、ここでは、パーライトは近似的にｂｃｃ相として扱う。パーライトは軟質組織と混合させることで降伏比を低下させる組織であるが、一方で靭性を低下させる組織であり、１５％以下とすることが好ましく、０％以上とすることが好ましい。パーライトは、１３％以下とすることがより好ましく、１％以上とすることがより好ましい。
マルテンサイトは軟質組織と混合させることで降伏比を低下させる組織であるが、一方で靭性を低下させる組織であり、１５％以下とすることが好ましく、０％以上とすることが好ましい。マルテンサイトは、１３％以下とすることがより好ましく、１％以上とすることがより好ましい。
オーステナイトはｆｃｃ相であり、硬質な組織である。オーステナイトは軟質組織と混合させることで降伏比を低下させる組織であるが、一方で靭性を低下させる組織であり、１０％以下とすることが好ましく、０％以上とすることが好ましい。オーステナイトは、８％以下とすることがより好ましく、１％以上とすることがより好ましい。
オーステナイトを除く上記の各種組織は、オーステナイト粒界またはオーステナイト粒内の変形帯を核生成サイトとする。熱間圧延において、オーステナイトの再結晶が生じにくい低温での圧下量を大きくすることで、オーステナイトに多量の転位を導入してオーステナイトを微細化し、かつ粒内に多量の変形帯を導入することができる。これにより、核生成サイトの面積が増加して核生成頻度が高くなり、鋼組織を微細化することができる。
本発明では、母材部の肉厚中央部を中心として肉厚方向に±１．０ｍｍの範囲内に、上述の鋼組織が存在していても同様に上述の効果は得られる。そのため、本発明において「母材部の肉厚中央部における鋼組織」とは、肉厚中央部を中心として肉厚方向に±１．０ｍｍの範囲のいずれかにおいて、上述の鋼組織が存在していることを意味する。
ここで、鋼組織の観察は、後述する実施例に記載の方法で行うことができる。まず、組織観察用の試験片を、観察面が溶接部を０°としたときの管周方向９０°位置の母材部の管長手方向に対して垂直な断面で、かつ肉厚中央部となるように採取し、研磨した後、ナイタール腐食して作製する。組織観察は、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：１０００倍）を用いて、肉厚中央部における組織を観察し、撮像する。次に、得られた光学顕微鏡像およびＳＥＭ像から、ベイナイトおよび残部（フェライト、パーライト、マルテンサイト、オーステナイト）の面積率を求める。各組織の面積率は、５視野以上で観察を行い、各視野で得られた値の平均値として算出する。なお、本発明では、組織観察により得られる面積率を、各組織の体積率とする。
フェライトは、拡散変態による生成物のことであり、転位密度が低くほぼ回復した組織を呈する。ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトがこれに含まれる。
ベイナイトは、転位密度が高いラス状のフェライトとセメンタイトの複相組織である。
パーライトは、鉄と鉄炭化物の共析組織（フェライト＋セメンタイト）であり、線状のフェライトとセメンタイトが交互に並んだラメラ状の組織を呈する。
マルテンサイトは、ｂｃｃ相であり、転位密度が非常に高いラス状の低温変態組織である。ＳＥＭ像では、フェライトやベイナイトと比較して明るいコントラストを示す。
なお、光学顕微鏡像およびＳＥＭ像ではマルテンサイトとオーステナイトの識別が難しいため、得られるＳＥＭ像からマルテンサイトあるいはオーステナイトとして観察された組織の面積率を測定し、その測定値から後述する方法で測定するオーステナイトの体積率を差し引いた値を、マルテンサイトの体積率とする。
オーステナイトの体積率の測定は、転位密度の測定に用いた試験片と同様の方法で作製した試験片を用いて、Ｘ線回折により行う。得られたｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）面の積分強度からオーステナイトの体積率を求める。
次に、上記した特性および鋼組織などを確保する観点から、本発明の電縫鋼管における成分組成の好ましい範囲とその限定理由について説明する。
電縫鋼管の母材部の成分組成を限定した理由について説明する。なお、本明細書において、特に断りがない限り、鋼組成を示す「％」は「質量％」である。
本発明の母材部は、質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．２０％以上３．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．１５％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
Ｃ：０．００１％以上０．３０％以下
Ｃは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｃはフェライト変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．００１％以上のＣを含有することが必要である。また、Ｃは、パーライトの生成を促進し、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成に寄与し、オーステナイトの安定化に寄与することから、硬質相の形成にも寄与する元素である。Ｃ含有量が０．３０％を超えると、硬質相の割合が高くなり靱性が低下し、また溶接性も悪化する。このため、Ｃ含有量は０．００１％以上０．３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０４０％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．２７％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上のＳｉを含有する。しかし、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、降伏比が高くなり、靱性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｎ：０．２０％以上３．０％以下
Ｍｎは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｍｎはフェライト変態開始温度を低下させることで鋼組織の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．２０％以上のＭｎを含有することが必要である。しかしながら、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、固溶強化および鋼組織の微細化に起因して降伏応力が高くなるため、本発明で目的とする降伏比が得られなくなる。このため、Ｍｎ含有量は０．２０％以上３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．６０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、粒界に偏析して材料の不均質を招くため、不可避的不純物としてできるだけ低減することが好ましいが、０．０５０％までは許容できる。このため、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。なお、特にＰの含有量の下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、鋼中では通常、ＭｎＳとして存在するが、ＭｎＳは、熱間圧延工程で薄く延伸され、延性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではＳをできるだけ低減することが好ましいが、０．０２０％までは許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。なお、特にＳの含有量の下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下
Ａｌは、強力な脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上のＡｌを含有することが必要である。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると溶接性が悪化するとともに、アルミナ系介在物が多くなり、表面性状が悪化する。また溶接部の靱性も低下する。このため、Ａｌ含有量は０．００５％以上０．１０％以下とする。Ａｌ含有量は、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。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、不可避的不純物であり、転位の運動を強固に固着することで靭性を低下させる作用を有する元素である。本発明では、Ｎは不純物としてできるだけ低減することが望ましいが、Ｎの含有量は０．０１０％までは許容できる。このため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。精錬コストの観点から、Ｎ含有量は好ましくは０．０００８％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。
Ｔｉ：０．１５％以下
Ｔｉは、鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成することで鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Ｎとの親和性が高いため鋼中のＮを窒化物として無害化し、鋼の靭性向上にも寄与する元素である。上記した効果を得るため、０．００１％以上のＴｉを含有することが好ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．１５％を超えると降伏比が高くなり、また靱性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．１５％以下とする。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００８％以上である。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１３％以下であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、不可避的不純物として、Ｏを０．００５０％以下含有してもよい。ここでのＯは、酸化物としてのＯを含むトータル酸素のことを指す。
本発明では、上記した成分を基本の成分組成とすることが好ましい。本発明では、更なる特性の向上を目的として、上記した基本成分に加えて、さらに、必要に応じて、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０１０％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：１．０％以下（０％を含む）
Ｃｕは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、１．０％を超えるＣｕの含有は、靱性の低下および溶接性の悪化を招く恐れがある。よって、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。また、Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．７０％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｉ：１．０％以下（０％を含む）
Ｎｉは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、１．０％を超えるＮｉの含有は、靱性の低下および溶接性の悪化を招く恐れがある。よって、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。また、Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．７０％以下であり、さらに好ましくは、０．５０％以下である。
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含む）
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、１．０％を超えるＣｒの含有は、靱性の低下および溶接性の悪化を招く恐れがある。よって、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．７０％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｏ：１．０％以下（０％を含む）
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、１．０％を超えるＭｏの含有は、靱性の低下および溶接性の悪化を招く恐れがある。よって、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。また、Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．７０％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含む）
Ｎｂは、鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成することで鋼の強度向上に寄与し、また、熱間圧延中のオーステナイトの粗大化を抑制することで組織の微細化にも寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｎｂを含有する場合は、０．００２％以上のＮｂを含有することが好ましい。しかし、Ｎｂ含有量が０．１５％を超えると降伏比が高くなり靱性が低下する。このため、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．１３％以下であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｖ：０．１５％以下（０％を含む）
Ｖは、鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成することで鋼の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｖを含有する場合は、０．００２％以上のＶを含有することが好ましい。しかし、Ｖ含有量が０．１５％を超えると、降伏比が高くなり、また靱性が低下する。このため、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。Ｖ含有量は、より好ましくは０．１３％以下であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含む）
Ｃａは、熱間圧延工程で薄く延伸されるＭｎＳ等の硫化物を球状化することで鋼の靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｃａを含有する場合は、０．０００５％以上のＣａを含有することが好ましい。しかし、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中にＣａ酸化物クラスターが形成され、靱性が悪化する。このため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００８％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００６０％以下である。
Ｂ：０．０１０％以下（０％を含む）
Ｂは、フェライト変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｂを含有する場合は、０．０００３％以上のＢを含有することが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．０１０％を超えると降伏比が上昇し、また靱性が悪化する。このため、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００８％以上である。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下であり、さらにより好ましくは０．００２０％以下である。
なお、本発明の電縫鋼管は、特に、土木建築構造物やラインパイプ等の大型構造物に好適に用いることができる観点から、母材部の肉厚が１５ｍｍ以上３０ｍｍ以下であることが好ましい。低降伏比と高靭性の観点から、より好ましくは１５ｍｍ以上２５ｍｍ以下である。上述したように、本発明によれば、肉厚が１５ｍｍを超える厚肉材であっても、低降伏比と高靭性を両立できる。これにより、本発明の電縫鋼管を大型構造物に用いた場合に、優れた耐座屈性能を発揮する。また、同様の理由から、本発明の電縫鋼管は、外径が３５０ｍｍ以上７５０ｍｍ以下であることが好ましい。低降伏比と高靭性の観点から、より好ましくは４００ｍｍ以上７５０ｍｍ以下である。
次に、本発明の電縫鋼管の製造方法の一実施形態について説明する。
本発明では、上記した成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上９００℃以下、かつ、９３０℃以下での合計圧下率：５０％以上で熱間圧延を施して熱延板とし（熱間圧延工程）、次いで、熱延板に、板厚中心温度で、平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４００℃以上６５０℃以下で冷却を施し（冷却工程）、次いで、冷却された熱延板を、４００℃以上６５０℃以下の温度で巻取り熱延鋼板とし（巻取工程）、次いで、ロール成形により熱延鋼板を－４０℃以下の温度で円筒状に成形し、電縫溶接を施して鋼管素材とし（造管工程）、次いで、鋼管素材を－４０℃以下の温度で縮径し（サイジング工程）、電縫鋼管を製造する。
なお、以下の製造方法の説明において、温度に関する「℃」表示は、特に断らない限り、鋼素材、鋼板（熱延板）、鋼管素材の表面温度とする。これらの表面温度は、放射温度計等で測定することができる。鋼板板厚中心の温度は、鋼板断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果を鋼板の表面温度によって補正することで求めることができる。「熱延鋼板」には、熱延板、熱延鋼帯も含むものとする。
本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の溶製方法のいずれもが適合する。鋳造方法も特に限定されないが、連続鋳造法等の公知の鋳造方法により、所望寸法に製造される。なお、連続鋳造法に代えて、造塊－分塊圧延法を適用しても何ら問題はない。溶鋼にはさらに、取鍋精錬等の二次精錬を施してもよい。
［熱間圧延工程］
加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
加熱温度が１１００℃未満である場合、被圧延材の変形抵抗が大きくなり圧延が困難となる。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、後の圧延（粗圧延、仕上圧延）において微細なオーステナイト粒が得られず、本発明で目的とする電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径を確保することが困難となる。このため、熱間圧延工程における加熱温度は、１１００℃以上１３００℃以下とする。この加熱温度は、より好ましくは１１２０℃以上である。また、この加熱温度は、より好ましくは１２８０℃以下である。
なお、本発明では、鋼スラブ（スラブ）を製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する、これらの直送圧延の省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下
粗圧延終了温度が８５０℃未満である場合、後の仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、多量の加工フェライトが生成し、降伏比が上昇する。一方、粗圧延終了温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、本発明で目的とする電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径を確保することが困難となり、靱性が低下する。粗圧延終了温度は、より好ましくは８６０℃以上である。また、粗圧延終了温度は、より好ましくは１０００℃以下である。
仕上圧延開始温度（好適条件）
仕上圧延開始温度は、８００℃以上９５０℃以下であることが好ましい。仕上圧延開始温度が８００℃未満である場合、仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、多量の加工フェライトが生成し、降伏比が上昇する。一方、仕上圧延開始温度が９５０℃を超えると、オーステナイトが粗大化し、かつオーステナイト中に十分な変形帯が導入されない。そのため、本発明で目的とする鋼組織の平均結晶粒径を確保することが困難となり、靱性が低下する。仕上圧延開始温度は、より好ましくは８２０℃以上である。また、仕上圧延開始温度は、より好ましくは９３０℃以下である。
仕上圧延終了温度：７５０℃以上９００℃以下
仕上圧延終了温度が７５０℃未満である場合、仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、多量の加工フェライトが生成し、降伏比が上昇する。一方、仕上圧延終了温度が９００℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、本発明で目的とする電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径を確保することが困難となり、靱性が低下する。仕上圧延終了温度は、より好ましくは７７０℃以上である。また、仕上圧延終了温度は、より好ましくは８８０℃以下である。
９３０℃以下における合計圧下率：５０％以上
本発明では、熱間圧延工程においてオーステナイト中のサブグレインを微細化することで、続く冷却工程、巻取工程で生成するフェライト、ベイナイトおよび残部組織を微細化し、本発明で目的とする強度および靱性を有する電縫鋼管の鋼組織が得られる。熱間圧延工程においてオーステナイト中のサブグレインを微細化するためには、オーステナイト未再結晶温度域での圧下率を高くし、十分な加工ひずみを導入する必要がある。これを達成するため、本発明では、９３０℃以下の合計圧下率を５０％以上とする。
９３０℃以下における合計圧下率が５０％未満である場合、熱間圧延工程において十分な加工ひずみを導入することができないため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。９３０℃以下における合計圧下率は、より好ましくは５５％以上であり、さらに好ましくは５７％以上である。特に該合計圧下率の上限は規定しないが、８０％を超えると圧下率の上昇に対する靱性向上の効果が小さくなり、設備負荷が増大するのみとなる。このため、９３０℃以下における合計圧下率は８０％以下が好ましい。より好ましくは７０％以下である。
上記した９３０℃以下における合計圧下率とは、９３０℃以下の温度域における各圧延パスの圧下率の合計をさす。
［冷却工程］
熱間圧延工程後、冷却工程で、熱延板に冷却処理を施す。冷却工程では、冷却停止温度までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４００℃以上６５０℃以下で冷却する。
冷却開始から冷却停止（冷却終了）までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下
熱延板の板厚中心温度で、冷却開始から後述する冷却停止までの温度域における平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、フェライトまたはベイナイトの核生成頻度が減少し、これらが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。一方で、平均冷却速度が３０℃／ｓを超えると、多量のマルテンサイトが生成し、靱性が低下する。平均冷却速度は、好ましくは１０℃／ｓ以上である。また、平均冷却速度は、好ましくは２５℃／ｓ以下である。
なお、本発明では、冷却前の鋼板表面におけるフェライト生成抑制の観点より、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始することが好ましい。
冷却停止温度：４００℃以上６５０℃以下
熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が４００℃未満では、多量のマルテンサイトが生成し、靱性が低下する。一方で、冷却停止温度が６５０℃を超えると、フェライトまたはベイナイトの核生成頻度が減少し、これらが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。また、未変態オーステナイトへのＣ濃縮が進行しやすいため、オーステナイト分率が高くなり、ｂｃｃ相の体積率が低下する場合がある。冷却停止温度は、好ましくは４３０℃以上である。また、冷却停止温度は、好ましくは６２０℃以下である。
なお、本発明において、平均冷却速度は、特に断らない限り、（（冷却前の熱延板の板厚中心温度－冷却後の熱延板の板厚中心温度）／冷却時間）で求められる値（冷却速度）とする。冷却方法は、ノズルからの水の噴射等の水冷や、冷却ガスの噴射による冷却等が挙げられる。本発明では、熱延板の両面が同条件で冷却されるように、熱延板両面に冷却操作（処理）を施すことが好ましい。
［巻取工程］
巻取温度：４００℃以上６５０℃以下
冷却工程後、巻取工程で、熱延鋼板をコイル状に巻取り、その後放冷する。巻取工程では、鋼板組織の観点より、巻取温度：４００℃以上６５０℃以下で巻取る。巻取温度が４００℃未満では、多量のマルテンサイトが生成し、靱性が低下する。巻取温度が６５０℃を超えると、フェライトまたはベイナイトの核生成頻度が減少し、これらが粗大化するため、本発明で目的とする平均結晶粒径を有する組織が得られない。また、未変態オーステナイトへのＣ濃縮が進行しやすいため、オーステナイト分率が高くなり、ｂｃｃ相の体積率が低下する場合がある。巻取温度は、好ましくは４３０℃以上である。また、巻取温度は、好ましくは６２０℃以下である。
［造管工程］
熱延鋼板の温度：－４０℃以下
巻取工程後に、造管工程で造管処理を施す。造管工程では、熱延鋼板を連続的に払い出しながら、－４０℃以下の温度でロール成形により円筒状のオープン管（丸型鋼管）とし、該オープン管の管周方向突合せ部を高周波電気抵抗加熱により溶融させながら、スクイズロールによるアプセットで圧接接合して電縫溶接し、鋼管素材とする。
造管工程における熱延鋼板の冷却方法としては、コイル状に巻き取った熱延鋼板を、あらかじめ－４０℃以下に冷却する。さらに、造管設備の一部を－４０℃以下に冷却してもよい。
熱延鋼板の温度を－４０℃以下にすることで、造管工程で導入された転位の運動を抑制し、転位の絡み合いを防ぎ、可動転位として残存させることができる。すなわち、結晶粒内に導入された転位が均一に分布するため、Ａ値が大きくなる。
造管工程における熱延鋼板の温度が－４０℃超である場合、造管工程で導入された転位が容易に運動してしまうため、転位が互いに絡み合いセル化しやすく、可動転位が少なくなる。造管工程における熱延鋼板の温度は、より好ましくは－５０℃以下であり、さらに好ましくは－５５℃以下である。
造管工程における熱延鋼板の温度下限は特に規定しないが、熱延鋼板の変形抵抗の上昇による造管負荷の増大、油圧装置等の温度管理、および冷却コストの観点から、－９０℃以上であることが好ましい。より好ましくは－８０℃以上である。
電縫溶接時のアプセット量（好適条件）
電縫溶接時のアプセット量は、靱性低下の原因となる酸化物や窒化物等の介在物を溶鋼とともに排出できるように制御する。アプセット量は、板厚の２０％以上とすることが好ましい。ただし、アプセット量が板厚の１００％超である場合、スクイズロール負荷が大きくなる。そのため、アプセット量は、板厚の２０％以上、板厚の１００％以下の範囲に御することが好ましい。より好ましくは板厚の４０％以上である。より好ましくは板厚の８０％以下である。
アプセット量は、電縫溶接前の鋼管（オープン管）の外周長と、電縫溶接後の鋼管の外周長の差として求められる。
［サイジング工程］
鋼管素材の縮径の温度：－４０℃以下
電縫溶接後のサイジング工程では、鋼管素材に対して上下左右に配置されたロール（サイジングロール）により鋼管素材を－４０℃以下で縮径し、外径および真円度を所望の値に調整する。
サイジング工程における電縫鋼管の冷却方法は、例えば、上述のように－４０℃以下の温度に冷却して行う造管工程後すぐに連続してサイジング工程を施す方法、造管工程後の電縫鋼管を再冷却してサイジング工程を施す方法が挙げられる。さらに、サイジング工程での設備の一部を－４０℃以下に冷却してもよい。
サイジング工程前の電縫鋼管の温度を－４０℃以下にすることで、サイジング工程で導入された転位の運動を抑制し、転位の絡み合いを防ぎ、可動転位として残存させることができる。すなわち、結晶粒内に導入された転位が均一に分布するため、Ａ値が大きくなる。
サイジング工程における電縫鋼管の温度が－４０℃超である場合、サイジング工程で導入された転位が容易に運動してしまうため、転位が互いに絡み合いセル化しやすく、可動転位が少なくなる。サイジング工程における電縫鋼管の温度は、より好ましくは－５０℃以下であり、さらに好ましくは－５５℃以下である。
サイジング工程における電縫鋼管の温度下限は特に規定しないが、電縫鋼管の変形抵抗の上昇によるサイジング負荷の増大、油圧装置等の温度管理、および冷却コストの観点から、－９０℃以上であることが好ましい。より好ましくは－８０℃以上である。
縮径率（好適条件）
外径精度および真円度を向上させるには、サイジング工程において鋼管周長が合計で０．５％以上の割合で減少するように鋼管を縮径することが好ましい。ただし、鋼管周長が合計で４．０％超の割合で減少するように縮径した場合、ロール通過時の管軸方向の曲げ量が大きくなり、降伏比が上昇する。そのため、鋼管周長が０．５％以上４．０％以下の割合で減少するように縮径することが好ましい。該割合は、より好ましくは、１．０％以上である。また該割合は、より好ましくは３．０％以下である。
なお、電縫溶接後のサイジング工程においては、鋼管素材がサイジングロールを通過する時の管軸方向の曲げ量を極力小さくすることで、降伏比の上昇を抑制する。このため、複数のサイジングスタンドを用いて多段階の縮径を行うことが好ましく、各サイジングスタンドの縮径は、隣り合うサイジングスタンド同士を比較して、管周長が１．０％以下の割合で減少するように行うことが好ましい。また該割合は、好ましくは０．５０％以上である。
以上説明した電縫鋼管の製造方法により、本発明の電縫鋼管が製造される。
なお、本発明の電縫鋼管の製造方法は、上述のように、母材部の肉厚が１５ｍｍ以上３０ｍｍ以下の範囲にある厚肉材にも適用できる。
ここで、鋼管が電縫鋼管であるかどうかは、次のように判断できる。電縫鋼管を管軸方向と垂直に切断し、溶接部（電縫溶接部）を含む切断面を研磨後、腐食液により腐食し、光学顕微鏡で観察する。溶接部（電縫溶接部）の溶融凝固部の管周方向の幅が、管全厚にわたり１．０μｍ以上１０００μｍ以下であれば、電縫鋼管である。なお、腐食液は鋼成分、鋼管の種類に応じて適切なものを選択すればよい。
図１を用いて溶接部（電縫溶接部）について更に説明する。図１は、溶接部およびその周辺領域の管周方向断面図であり、溶接部を含む切断面を研磨、腐食した後の状態を示す。図１に示すように、溶融凝固部３は、母材部１および溶接熱影響部２と異なる組織形態やコントラストを有する領域として視認できる。例えば、炭素鋼および低合金鋼の電縫鋼管の溶融凝固部３は、ナイタールで腐食した上記断面において、光学顕微鏡で白く観察される領域として特定できる。
以下、実施例に基づいて、本発明をさらに詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成を有する溶鋼を溶製し、スラブ（鋼素材）とした。得られたスラブを表２に示す条件の熱間圧延工程、冷却工程、巻取工程を行い、熱延鋼板（電縫鋼管用熱延鋼板）とした。
巻取工程後、表２に示す温度に冷却した熱延鋼板をロール成形により円筒状のオープン管（丸型鋼管）に成形し、オープン管の突合せ部分を電縫溶接して鋼管素材とした（造管工程）。続けて、表２に示す温度で、鋼管素材を縮径し（サイジング工程）、表２に示す外径Ｄ（ｍｍ）および肉厚ｔ（ｍｍ）の電縫鋼管を得た。
得られた電縫鋼管から各種試験片を採取して、以下に示す方法で、転位解析、組織解析、引張試験、シャルピー衝撃試験を実施した。ここでは、各種の試験片は、電縫溶接部を０°とするとき、電縫溶接部から管周方向に９０°離れた母材部から採取した。
〔転位解析〕
転位密度ρは、管長手方向および肉厚方向の両方に平行な断面を鏡面研磨した後、１００μｍ電解研磨して表面加工層を除去し、回折面が肉厚中央部となるように作製した試験片を用いてＸ線回折を行い、その結果からmodified Williamson-Hall法およびmodifiedWarren-Averbach法（上記した参考文献１、２）を用いて求めた。Ｘ線源には、ＣｕＫα線を用いた。管電圧は４５ｋＶ、管電流は２００ｍＡとした。
パラメータφは、上記のＸ線回折の結果からdirect-fitting/modified Williamson-Hall法（上記した参考文献３）を用いて求めた。direct-fitting/modified Williamson-Hall法（上記した参考文献３）で必要な各種定数は、それぞれ、Γ0＝０．２６１、Ｃh00 S＝０．２９８、Ｃh00 E＝０．２６２、ｑs＝２．６５２、ｑe＝１．３７２とした。
転位のバーガースベクトルｂは、０．２４８×１０-9ｍとした。
得られた転位密度ρ、パラメータφ、転位のバーガースベクトルｂ、および（１）式を用いて、転位の分布状態と相関があるＡ値を求めた。
Ａ＝φ／（（πρ／２）1/2×ｂ）・・・（１）
表３に、それぞれ求めた値を示す。
〔組織解析〕
組織解析用の試験片は、観察面が管長手方向および肉厚方向の両方に平行な断面で、かつ肉厚中央部となるように採取し、鏡面研磨した後、ナイタール腐食して作製した。組織解析は、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：１０００倍）を用いて、肉厚中央部における組織を観察し、撮像した。
得られた光学顕微鏡像およびＳＥＭ像から、フェライト、ベイナイト、パーライトおよび残部（マルテンサイト、オーステナイト）の面積率を求めた。各組織の面積率は、５視野以上で観察を行い、各視野で得られた値の平均値として算出した。ここでは、組織解析により得られた面積率を、各組織の体積率とした。
なお、光学顕微鏡像およびＳＥＭ像ではマルテンサイトとオーステナイトの識別が難しいため、得られたＳＥＭ像からマルテンサイトあるいはオーステナイトとして観察された組織の面積率を測定し、それから後述する方法で測定したオーステナイトの体積率を差し引いた値をマルテンサイトの体積率とした。
オーステナイトの体積率の測定は、転位解析用の試験片と同様にして作製した試験片を用いて、Ｘ線回折により行った。測定にはＭｏのＫα線を使用し、ｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）面の積分強度からオーステナイトの体積率を求めた。また、ｂｃｃ相の体積率も同時に求めた。
また、平均結晶粒径の測定は、次の通り行った。まず、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて、結晶粒径分布のヒストグラム（横軸：結晶粒径、縦軸：各結晶粒径での存在割合としたグラフ）を算出し、結晶粒径の算術平均を求めた。具体的に、結晶粒径は、隣接する結晶粒の間の方位差を求め、方位差が１５°以上の境界を結晶粒（結晶粒界）として、結晶粒の円相当径を測定した。平均円相当径を平均結晶粒径とした。ここでは、円相当径は、対象となる結晶粒と面積が等しい円の直径とした。
上記の測定条件は、加速電圧：１５ｋＶ、測定領域：５００μｍ×５００μｍ、測定ステップサイズ：０．５μｍとした。なお、結晶粒径解析においては、結晶粒径が２．０μｍ未満のものは測定ノイズとして解析対象から除外し、得られた面積率が体積率と等しいとした。
表３に、得られた結果をそれぞれ示す。
〔引張試験〕
引張試験は、引張方向が管長手方向と平行になるように、ＪＩＳ５号の引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して実施した。降伏応力ＹＳ（ＭＰａ）、引張強さＴＳ（ＭＰａ）を測定し、（ＹＳ／ＴＳ）×１００で定義される降伏比ＹＲ（％）を算出した。ただし、降伏応力ＹＳは、公称ひずみ０．５％における流動応力とした。
表４に、得られた結果をそれぞれ示す。
〔シャルピー衝撃試験〕
シャルピー衝撃試験は、得られた電縫鋼管の肉厚中央部から、試験片長手方向が管長手方向と平行になるように、Ｖノッチ試験片を採取した。ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して－４０℃において試験を実施し、吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。試験本数は各３本とし、それらの吸収エネルギーの平均値を電縫鋼管の吸収エネルギーとした。
表４に、得られた結果を示す。
Figure 0007081727000001
Figure 0007081727000002
Figure 0007081727000003
Figure 0007081727000004
表３～表４中、鋼管Ｎｏ．１～５、１２、１３、１９～２２は本発明例であり、鋼管Ｎｏ.６～１１、１４～１８は比較例である。
本発明例の電縫鋼管は、母材部の鋼組織がいずれもｂｃｃ相が体積率で８０％以上であり、平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、Ａの値が０．５５以上０．８５以下であった。また、これらの本発明例の電縫鋼管の機械的特性は、いずれも降伏比が９０％以下であり、－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であった。
１ 母材部
２ 溶接熱影響部
３ 溶融凝固部

Claims (5)

  1. 母材部と溶接部を有する電縫鋼管であって、
    前記母材部の成分組成は、質量％で、
    Ｃ：０．００１％以上０．３０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：０．２０％以上３．０％以下、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｔｉ：０．１５％以下
    を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    前記母材部の肉厚中央部における鋼組織は、
    ｂｃｃ相が体積率で８０％以上であり、
    フェライトとベイナイトの体積率の合計が８５％以上であり、
    平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
    （１）式で表されるＡ値が０．５５以上０．８５以下であり、
    管軸方向の降伏比が９０％以下であり、
    前記母材部の－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である、電縫鋼管。
    Ａ＝φ／（（πρ／２）1/2×ｂ）・・・（１）
    ここで、（１）式において、
    φ：Ｘ線回折により得られる加工度を表すパラメータ、
    ρ：転位密度（ｍ-2）、
    ｂ：転位のバーガースベクトル（ｍ）、
    π：円周率、
    である。
  2. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｎｉ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｍｏ：１．０％以下、
    Ｎｂ：０．１５％以下、
    Ｖ：０．１５％以下、
    Ｃａ：０．０１０％以下、
    Ｂ：０．０１０％以下
    のうちから選ばれた１種または２種以上を含む、請求項１に記載の電縫鋼管。
  3. 前記母材部の肉厚が１５ｍｍ以上３０ｍｍ以下である、請求項１または２に記載の電縫鋼管。
  4. 請求項１～３のいずれかに記載の電縫鋼管の製造方法であって、
    前記成分組成を有する鋼素材を、
    加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、
    粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上９００℃以下、かつ、９３０℃以下での合計圧下率：５０％以上で熱間圧延を施して熱延板とする熱間圧延工程と、
    前記熱延板に、板厚中心温度で、平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４００℃以上６５０℃以下で冷却する冷却工程と、
    前記熱延板を、４００℃以上６５０℃以下の温度で巻取り熱延鋼板とする巻取工程と、
    ロール成形により前記熱延鋼板を－４０℃以下の温度で円筒状に成形し、電縫溶接を施して鋼管素材とする造管工程と、
    前記鋼管素材を－４０℃以下の温度で縮径して電縫鋼管を得るサイジング工程を有する、
    電縫鋼管の製造方法。
  5. 前記電縫鋼管の母材部の肉厚が１５ｍｍ以上３０ｍｍ以下である、請求項４に記載の電縫鋼管の製造方法。
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