JP7276641B1

JP7276641B1 - 電縫鋼管およびその製造方法

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Publication number: JP7276641B1
Application number: JP2023513267A
Authority: JP
Inventors: 晃英松本; 信介井手; 昌士松本; 稜仲澤
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2022-04-27
Filing date: 2022-11-08
Publication date: 2023-05-18
Anticipated expiration: 2042-11-08
Also published as: JPWO2023210046A1

Abstract

自動車や建設機械、産業機械の部品に用いられる機械構造用鋼管に好適な、高強度かつ、加工性および靭性に優れた電縫鋼管を提供する。所定の成分組成を含み、母材部の肉厚中央の鋼組織を、マルテンサイトの体積率を９０％以上として残部をフェライト、ベイナイト、パーライトおよびオーステナイトのうちの１種または２種以上とし、さらに平均結晶粒径：１０μm以下、粒径：５０μm以上の旧オーステナイトの体積率を４０％以下の電縫鋼管とする。

Description

本開示は、電縫鋼管およびその製造方法に関する。

近年、自動車や建設機械、産業機械においては、燃費の向上や設備の小型化のため部材の高強度化が求められている。また、これらに用いられる機械構造用鋼管には、用途に合わせて曲げ成形、液圧バルジ成形、管端の口広げ成形等の加工が施されるため高い加工性も要求される。さらに、前記の自動車や建設機械、産業機械は、寒冷地で使用される場合があることから高い低温靭性も必要とされる。

しかし、部材を高強度化すると加工性や靭性が低下してしまい、目的の用途に使用できないという問題があった。

上記の問題を解決すべく、例えば、特開２０１９－１１２７０５号公報（特許文献１）では、旧オーステナイト粒の大きさが、結晶粒度番号で９．０以上である組織を有し、引張強さが７００ＭＰａ以上であり、伸びが２５％以上である継目無鋼管が提案されている。

また、国際公開第２０２０／０７５２９７号（特許文献２）では、焼戻しマルテンサイトの旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さいことを特徴とした、管軸方向の引張強さが７５０～９８０ＭＰａである、曲げ成形性の高いトーションビーム用電縫鋼管が提案されている。

特開２０１９－１１２７０５号公報国際公開第２０２０／０７５２９７号

しかしながら、特許文献１および２に記載の鋼管は、旧オーステナイトの平均粒径や形状を制御することにより高靭性や高加工性を確保しているが、これらの方法だけでは、局所的な粗大粒の存在による靭性や加工性の低下を抑制することが困難であった。

また、管の加工形態としては曲げ加工が施される場合が多い。このとき、曲げ外側においては破断、曲げ内側においては座屈をそれぞれ抑制することにより、加工性を向上させることが可能であるが、特許文献１および２では、そうした観点からの検討はなされておらず、更なる改善の必要があった。

本開示は上記の事情を鑑みてなされたものであって、自動車や建設機械、産業機械の部品に用いられる機械構造用鋼管に好適な、高強度かつ、加工性および靭性に優れた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。

なお、本開示でいう「高強度」とは、管軸方向の降伏応力が６５０ＭＰａ以上であり、かつ引張強さが７５０ＭＰａ以上であることを指す。好ましくは、降伏応力は７００ＭＰａ以上であり、引張強さは８００ＭＰａ以上である。

本開示でいう「高加工性」または「加工性に優れる」とは、管軸方向の降伏比（＝（降伏応力／引張強さ）×１００）が９３％以下であり、かつ管軸方向の全伸びが２０％以上であり、さらに、へん平試験（ＪＩＳＧ３４４１）における割れ発生時の荷重Ｐ（Ｎ）が以下の（１）式を満たすことを指す。なお、管軸方向の降伏比は、好ましくは、９０％以下である。また、管軸方向の全伸びは、好ましくは２５％以上である。

Ｐ≧１．５×ＴＳ×ｔ^２×Ｌ／Ｄ・・・（１）

ただし、（１）式において、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）、Ｄは外径（ｍｍ）、ｔは鋼管の肉厚（ｍｍ）、Ｌは管軸方向の長さ（ｍｍ）である。

本開示でいう「高靭性」または「靭性に優れる」とは、－６０℃におけるシャルピー衝撃値が６０Ｊ／ｃｍ^２以上であることを指す。好ましくは、７０Ｊ／ｃｍ^２以上である。

本発明者らは、前記課題に関し鋭意検討を行った。その結果、一部の旧オーステナイトが粗大であると、そこから生成したマルテンサイトも粗大となるために、靭性および加工性が低下することを見出した。

かように組織が粗大であると、脆性破壊の障壁となる大角粒界の割合が低下するため靭性が低下する。また、平均粒径が小さくても、粗大粒が一定の割合で存在すると、そこが脆性破壊の起点となるためやはり靭性は低下する。

すなわち、本発明者らは、旧オーステナイトを均一に微細とすることで、粗大なマルテンサイトの生成を抑制し、均一に微細なマルテンサイトを得ることができ、靭性および加工性を向上させることができるものと考えた。

また、かように均一に微細なマルテンサイトは、焼戻し条件を適切に制御し、可動転位密度を適切に制御することによって、高強度と低降伏比の両立が可能であることを併せて見出した。加えて、均一で微細なマルテンサイトにより、一様伸びがより大きくなり、変形時の肉厚分布のばらつきが小さくなり、加工性がより向上することが判明した。

本開示は、かかる知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本開示の要旨は次のとおりである。

１．母材部と、溶接部を有する電縫鋼管であって、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１５０％以上０．５００％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：０．１０％以上２．００％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｃｒ：０．１０％以上１．００％以下およびＢ：０．０００２％以上０．００５０％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の鋼組織が、マルテンサイトの体積率：９０％以上であって、残部がフェライト、ベイナイト、パーライトおよびオーステナイトのうちの１種または２種以上を含み、平均結晶粒径：１０μm以下であって、粒径：５０μm以上の旧オーステナイトの体積率が４０％以下である電縫鋼管。

２．前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｂ：０．１５０％以下、Ｖ：０．１５０％以下、Ｔｉ：０．１５０％以下およびＣａ：０．０１００％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含む前記１に記載の電縫鋼管。

３．前記１または２に記載の電縫鋼管の製造方法であって、前記成分組成が、質量％で、Ｐ：０．００２％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下およびＮ：０．００１０％以上０．０１００％以下である前記１に記載の電縫鋼管。

４．前記１から３の何れか一つ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％以上である熱間圧延を施す熱間圧延工程と、該熱間圧延工程の後に、板厚中心の平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、かかる板厚中心の冷却停止温度：４００℃以上６５０℃以下とする冷却を施す冷却工程と、該冷却工程の後に、４００℃以上６５０℃以下で巻取り、熱延鋼板とする巻取り工程と、前記熱延鋼板を、冷間ロール成形により円筒状に成形し、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、周長が３．０％以下の割合で減少する縮径を行うサイジング工程と、該サイジング工程の後に、８５０℃以上１０５０℃以下の温度範囲で１００ｓ以上１０００ｓ以下の間加熱し、次いで肉厚中心温度で、少なくとも８００℃から４００℃の間の肉厚中心の平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とし、１００℃以下まで冷却する焼入れ工程と、該焼入れ工程の後に、４５０℃以上６００℃以下の温度範囲で７０ｓ超の間加熱する焼戻し工程とを含む電縫鋼管の製造方法。

５．前記焼戻し工程における４５０℃以上６００℃以下の温度範囲の加熱時間を１００ｓ以上１０００ｓ以下の間とする前記４に記載の電縫鋼管の製造方法。

本開示によれば、自動車や建設機械、産業機械の部品に用いられる機械構造用鋼管に好適な、高強度かつ、加工性および靭性に優れた電縫鋼管およびその製造方法を提供することができる。

電縫鋼管の電縫溶接部の管周方向断面（管軸方向垂直断面）の模式図である。

図１には、本開示に係る電縫鋼管の管軸方向における垂直断面を示している。本開示の電縫鋼管は、母材部１と、溶接部（後述する溶接熱影響部２およびボンド部３）とを有する。本開示の電縫鋼管の母材部１は、質量％で、Ｃ：０．１５０％以上０．５００％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：０．１０％以上２．００％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｃｒ：０．１０％以上１．００％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、母材部１の肉厚中央の鋼組織は、マルテンサイトの体積率が９０％以上であり、残部がフェライト、ベイナイト、パーライトおよびオーステナイトのうちの１種または２種以上を含み、平均結晶粒径が１０μm以下であり、粒径：５０μm以上の旧オーステナイトの体積率が４０％以下である。

以下に、本開示の電縫鋼管およびその製造方法について説明する。

まず、本開示において、電縫鋼管の母材部１の成分組成について説明する。本明細書において、特に断りがない限り、成分組成を示す「％」は「質量％」である。

（Ｃ：０．１５０％以上０．５００％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、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．１５０％以上のＣを含有する。一方、Ｃ含有量が０．５００％を超えると、強度が高くなり過ぎて加工性および靱性が低下し、また溶接性も悪化する。このため、Ｃ含有量は０．１５０％以上０．５００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１８０％以上であり、より好ましくは０．２００％以上である。一方、Ｃ含有量は、好ましくは０．４８０％以下であり、より好ましくは０．４６０％以下である。

（Ｓｉ：０．０５％以上１．００％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。また、Ｓｉは、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上のＳｉを含有する。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、強度が高くなり過ぎて加工性および靱性が低下する。また、電縫溶接部に酸化物が生成しやすくなり、溶接部特性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０８％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。

（Ｍｎ：０．１０％以上２．００％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、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．１０％以上のＭｎを含有することが必要である。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、強度が高くなり過ぎて加工性および靱性が低下する。また、電縫溶接部に酸化物が生成しやすくなり、溶接部特性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は０．１０％以上２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．２０％以下である。

（Ｐ：０．０５０％以下）
Ｐは、粒界に偏析し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、本開示ではＰ含有量を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：０．０２００％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、延性および靭性に悪影響を及ぼす。このため、本開示では不可避的不純物としてＳをできるだけ低減することが好ましいが、０．０２００％までは許容できる。このため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下である。なお、特にＳ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は０．０００２％以上とすることが好ましい。

（Ａｌ：０．００５％以上０．１００％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。一方、Ａｌ含有量が０．１００％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０．１００％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。一方、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：０．０１００％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延性および靭性を低下させる作用を有する元素である。本開示の母材部１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０．０１００％までは許容できる。このため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。なお、特にＮの下限は規定しないが、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｎは０．００１０％以上とすることが好ましい。

（Ｃｒ：０．１０％以上１．００％以下）
Ｃｒは、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成に寄与し、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、０．１０％以上のＣｒを含有することが必要である。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、強度が高くなり過ぎて加工性および靱性が低下する。また、電縫溶接部に酸化物が生成しやすくなり、溶接部特性が低下する。このため、Ｃｒ含有量は０．１０％以上１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。

（Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下）
Ｂは、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成に寄与し、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、０．０００２％以上のＢを含有することが必要である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、強度が高くなり過ぎて加工性および靱性が低下する。このため、Ｂ含有量は０．０００２％以上０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００３％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂ含有量は、好ましくは０．００４０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。

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。なお、本開示での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。

上記の成分が本開示における電縫鋼管の基本の成分組成である。

さらに、必要に応じて、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｂ：０．１５０％以下、Ｖ：０．１５０％以下、Ｔｉ：０．１５０％以下およびＣａ：０．０１００％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有することができる。

（Ｃｕ：１．００％以下）
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、１．００％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おそれがある。よって、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は１．００％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。一方、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：１．００％以下）
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、１．００％を超えるＮｉの含有は、靱性、加工性の低下および溶接性の悪化を招くおそれがある。よって、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は１．００％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。一方、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。

（Ｍｏ：１．００％以下）
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、１．００％を超えるＭｏの含有は、靱性、加工性の低下および溶接性の悪化を招くおそれがある。よって、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は１．００％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。一方、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：０．１５０％以下）
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、必要に応じて含有することができる。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。一方、Ｎｂ含有量が０．１５０％を超えると靱性および加工性が低下する。このため、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は０．１５０％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。一方、Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．１００％以下であり、さらに好ましくは０．０８０％以下である。

（Ｖ：０．１５０％以下）
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、必要に応じて含有することができる。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。一方、Ｖ含有量が０．１５０％を超えると靱性および加工性が低下する。このため、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量は０．１５０％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。一方、Ｖ含有量は、より好ましくは０．１００％以下であり、さらに好ましくは０．０８０％以下である。

（Ｔｉ：０．１５０％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し、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って、必要に応じて含有することができる。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、Ｔｉを含有する場合は、０．００２％以上のＴｉを含有することが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．１５０％を超えると降伏比が高くなり靱性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．１５０％以下とするのが好ましい。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。一方、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１３０％以下であり、さらに好ましくは０．１１０％以下である。

（Ｃａ：０．０１００％以下）
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、必要に応じて含有することができる。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。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％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含有量を０．０１００％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。一方、Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００６０％以下である。

次に、本開示の電縫鋼管の鋼組織について説明する。

本開示の電縫鋼管における母材部１の肉厚中央における鋼組織は、マルテンサイトの体積率が９０％以上であり、残部がフェライト、ベイナイト、パーライトおよびオーステナイトのうちの１種または２種以上を含み、平均結晶粒径が１０μm以下であって、粒径：５０μm以上の旧オーステナイトの体積率が４０％以下であることが必要である。

（マルテンサイトの体積率：９０％以上）
マルテンサイトは硬質な組織であり、本開示で必要とする強度を得るためには、体積率で９０％以上のマルテンサイトが必要である。マルテンサイトの体積率は、好ましくは９３％以上であり、より好ましくは９５％以上である。一方、加工性の観点から、マルテンサイトの体積率は、好ましくは９９％以下であり、より好ましくは９８％以下である。

［残部：フェライト、ベイナイト、パーライトおよびオーステナイトのうちの１種または２種以上］
電縫鋼管の母材部１の肉厚中央における残部は、フェライト、ベイナイト、パーライトおよびオーステナイトのうちの１種または２種以上とする。これらの組織はそれぞれマルテンサイトとは異なる強度を有しており、マルテンサイトと混合させることで降伏比を低下させ、全伸びを増加させることができる。一方で、これらの組織とマルテンサイトの界面においては、強度差に起因する応力集中により破壊が生じやすいため、これらの組織が多くなると靭性が低下する。そのため、これらの各組織の合計の体積率は、かかる位置の同一視野における組織全体に対して１０％以下とし、好ましくは７％以下であり、より好ましくは５％以下である。なお、これらの組織は、焼入れ工程において完全に生成を抑制することが困難であり、かつ加工性を確保するため、その下限として１％程度は許容される。

本開示の電縫鋼管では、母材部１の肉厚中央（肉厚の１／２の厚みの位置）を中心として肉厚方向に±０．２０ｍｍの範囲内に、少なくとも上述の鋼組織が存在していればよい。このように鋼組織が存在していれば、母材部１の肉厚方向の他の位置においても本開示の範囲内の鋼組織が得られるので、本開示の効果は同様に得られる。焼入れ工程における冷却速度は、肉厚中央において最も低くなるためである。そのため、本開示において「肉厚中央における鋼組織」とは、肉厚中央を中心として肉厚方向に±０．２０ｍｍの範囲のいずれかに存在する所定の面積(０．１０ｍｍ^２以上が好ましい)の鋼組織を意味する。

鋼組織の観察は以下のようにして行う。まず、組織観察用の試験片を、観察面が母材部１の管長手方向の垂直断面かつ肉厚中央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。次いで、組織観察は、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）および／または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：１０００倍）を用いて、上記試験片の組織を観察し、撮像する。かくして得られた光学顕微鏡像および／またはＳＥＭ像から、マルテンサイトおよび残部（フェライト、パーライト、ベイナイト、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、本開示では、上記の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。

ここで、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、転位密度が極めて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、前記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との識別が難しい。そのため、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算出し、その面積率から以下の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。

ここで、かかるオーステナイトの体積率は、前記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。かかるＸ線回折により得られたｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）面の積分強度から求めた体積率である。

（平均結晶粒径：１０μm以下）
母材部１の肉厚中央における鋼組織の結晶粒の平均結晶粒径が１０μm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、所望の靱性が得られない。よって、本開示の母材部１では、上記結晶粒の平均結晶粒径は、１０μm以下とする。上記結晶粒の平均結晶粒径は、好ましくは８．０μm以下であり、より好ましくは６．０μm以下である。なお、平均結晶粒径が小さすぎると、加工性が低下するため、かかる平均結晶粒径は３．０μm以上であることが好ましい。

本開示において平均結晶粒径とは、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としたときの、該結晶粒の平均円相当径とする。また、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としては、まず、母材部１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、肉厚中央において、ＳＥＭ/ＥＢＳＤ法を用いて、粒径分布のヒストグラム（横軸：粒径、縦軸：各粒径での存在割合としたグラフ）を算出し、粒径の算術平均を求めて、平均結晶粒径とする。測定条件として、加速電圧は１５ｋＶ、測定領域は５００μm×５００μm、測定ステップサイズ（測定分解能）は０．５μmとする。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する。平均結晶粒径の測定は５視野以上で行い、各視野で得られた値の平均値として算出する。

（粒径：５０μm以上の旧オーステナイトの体積率が４０％以下）
母材部１の肉厚中央の鋼組織における旧オーステナイトのうち、粒径が５０μm以上の旧オーステナイト（以下、「粗大な旧オーステナイト」とも呼ぶ。）の旧オーステナイトの体積率が４０％超となり粗大粒の割合が高くなると、粗大粒を介して亀裂が容易に伝播するため、所望の靭性が得られない。また、加工中に粗大粒にひずみが集中し、破断が早期に生じるため、所望の加工性が得られない。よって、本開示の母材部１では、粗大な旧オーステナイトの体積率は、４０％以下とする。粗大な旧オーステナイトの体積率は、好ましくは３５％以下であり、より好ましくは３０％以下である。

なお、粗大な旧オーステナイトの体積率の測定は以下のように行う。まず、母材部１の管長手方向および肉厚方向の両方に平行な断面を研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液で腐食して旧オーステナイト粒界を現出させ、光学顕微鏡（倍率：４００倍）を用いて、肉厚中央における組織を５視野以上で撮像し、各視野において旧オーステナイト粒径分布のヒストグラムを算出し、円相当径が５０μm以上の面積率を求め、これを粒径：５０μm以上の旧オーステナイトの体積率とする。

また、前記のピクリン酸飽和水溶液による腐食の代わりに、ＳＥＭ/ＥＢＳＤ法を用いて、方位差が２０°以上５０°以下の境界を旧オーステナイト粒界として描画し、これを用いて旧オーステナイト粒径分布のヒストグラムを算出することもできる。

かかる旧オーステナイト粒径分布のヒストグラムは、画像処理ソフトウェア（例えば、ＩｍａｇｅＪ１．５２ｐ）を用いて、各旧オーステナイト粒の面積を算出することで求めることができる。

なお、本開示の電縫鋼管は、母材部１と溶接部とからなるが、かかる電縫鋼管の溶接部の成分組成および鋼組織は、母材部１と同様である。

次に、本開示の一実施形態における電縫鋼管の製造方法を説明する。

本開示の電縫鋼管の製造方法は、例えば、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％以上である熱間圧延を施して熱延板とする熱間圧延工程と、該熱間圧延工程後、かかる熱延板の板厚中心で平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４００℃以上６５０℃以下とした冷却を施す冷却工程と、該冷却工程後、４００℃以上６５０℃以下で巻取り熱延鋼板とする巻取り工程と、冷間ロール成形によって前記熱延鋼板を円筒状に成形し、電縫溶接を施して鋼管素材とする造管工程と、該造管工程後、周長が３．０％以下の割合で減少するように前記鋼管素材を縮径するサイジング工程と、該サイジング工程後、前記鋼管素材を８５０℃以上１０５０℃以下の温度で１００ｓ以上１０００ｓ以下の間加熱し、次いで肉厚中心温度で、少なくとも８００℃から４００℃の間の肉厚中心の平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とし、１００℃以下まで冷却する焼入れ工程と、該焼入れ工程後、前記鋼管素材を４５０℃以上６００℃以下の温度で７０ｓ超の間加熱する焼戻し工程と、を含む。

なお、前記熱延鋼板には、熱延板、熱延鋼帯も含むものとする。

また、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）、鋼管素材および鋼管の表面温度とする。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、鋼板板厚中心や鋼管肉厚中心等の温度は、鋼板や鋼管等の断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果を鋼板や鋼管等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。

本開示において、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、熱延鋼板の組織が粗大化する。その結果、焼入れ工程の加熱時におけるオーステナイトの核生成サイトが減少するため、焼入れ工程において生成したオーステナイト（電縫鋼管の旧オーステナイト）が粗大化し、本開示で目的とする電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率が得られない。加熱温度は、より好ましくは１１２０℃以上である。一方、加熱温度は、より好ましくは１２８０℃以下である。

なお、本開示の製造方法では、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って、粗大なフェライトが生成し、後の焼入れ工程において粗大な旧オーステナイトが過剰に生成する原因となる。その結果、本開示で目的とする電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率が得られない。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、鋼素材のオーステナイトが粗大化し、熱延鋼板の組織が粗大化し、後の焼入れ工程において粗大な旧オーステナイトが生成する原因となる。その結果、本開示で目的とする電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率が得られない。粗圧延終了温度は、より好ましくは８８０℃以上である。一方、粗圧延終了温度は、より好ましくは１１００℃以下である。

本開示における仕上圧延開始温度は、８００℃以上９５０℃以下の範囲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、粗大なフェライトが生成することで、後の焼入れ工程において粗大な旧オーステナイトが生成する原因となる。その結果、本開示で目的とする電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率が得られないおそれがある。一方、仕上圧延開始温度が９５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足することで、鋼素材のオーステナイトが粗大化し、熱延鋼板の組織が粗大化してしまい、後の焼入れ工程において粗大な旧オーステナイトが生成する原因となる。その結果、本開示で目的とする電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率が得られないおそれがある。なお、仕上圧延開始温度は、より好ましくは８２０℃以上である。一方、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って、粗大なフェライトが生成してしまい、後の焼入れ工程において粗大な旧オーステナイトが生成する原因となる。その結果、本開示で目的とする電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率が得られない。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することで、鋼素材のオーステナイトが粗大化してしまい、熱延鋼板の組織が粗大化し、後の焼入れ工程において粗大な旧オーステナイトが生成する原因となる。その結果、本開示で目的とする電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率が得られない。仕上圧延終了温度は、より好ましくは７７０℃以上である。一方、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）
本開示の製造方法では、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し、熱延鋼板の組織を微細化することで、目的とする平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率を有する電縫鋼管の組織が得られる。また、焼入れ工程の加熱時には、主に方位差の大きい粒界からオーステナイトが生成する。よって、焼入れ工程前の組織を微細化することにより、オーステナイトの核生成サイトとなる結晶粒界の面積が増加し、焼入れ工程において生成するオーステナイトを微細化することができる。

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、本開示の製造方法では、熱間圧延工程における９３０℃以下の圧延の合計圧下率を５０％以上とする。

なお、上記合計圧下率は、９３０℃以下の温度域になっている各圧延パスの圧下率の合計を指す。

上記合計圧下率が５０％未満であると、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、本開示で目的とする平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率を有する電縫鋼管の組織が得られない。上記合計圧下率は、好ましくは５５％以上である。

なお、特にかかる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および加工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、上記合計圧下率は８０％以下が好ましい。より好ましくは７０％以下である。

〔冷却工程〕
本開示の製造方法では、前記熱間圧延工程の後の冷却工程で、熱延板に冷却処理を施す。かかる冷却工程では、冷却停止温度までの熱延板の板厚中心の平均冷却速度を５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、熱延板の板厚中心の冷却停止温度を４００℃以上６５０℃以下として冷却する。

（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、核生成頻度が減少し、熱延鋼板の組織が粗大化するため、本開示で目的とする平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率を有する電縫鋼管の組織が得られない。一方、かかる平均冷却速度が３０℃／ｓを超えると、多量のマルテンサイトが生成し、延性および靱性が低下する。そのため、後の造管工程における成形が困難となる。

上記平均冷却速度は、好ましくは１０℃／ｓ以上である。一方、上記平均冷却速度は、好ましくは２５℃／ｓ以下である。
なお、本開示の製造方法では、冷却前の熱延板表面におけるフェライトの生成を抑制するため、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、延性および靱性が低下するため、後の造管工程における成形が困難となる。一方、かかる冷却停止温度が６５０℃を超えると、核生成頻度が減少し、熱延鋼板の組織が粗大化するため、本開示で目的とする平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率を有する電縫鋼管の組織が得られない。冷却停止温度は、好ましくは４３０℃以上である。一方、冷却停止温度は、好ましくは６２０℃以下である。

なお、本開示において、平均冷却速度は、（（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。

また、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。本開示の製造方法では、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。

〔巻取り工程〕
前記冷却工程後、巻取り工程で、熱延板をコイル状に巻取り、その後放冷する。巻取り温度が４００℃未満では、多量のマルテンサイトが生成し、延性および靱性が低下するため、後の造管工程における成形が困難となる。一方、巻取り温度が６５０℃を超えると、核生成頻度が減少し、熱延鋼板の組織が粗大化するため、本開示で目的とする平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率を有する電縫鋼管の組織が得られない。巻取り温度は、好ましくは４３０℃以上である。一方、巻取り温度は、好ましくは６２０℃以下である。なお、本開示では、熱延板をコイル状に巻取ったものを熱延鋼板と呼称する。

〔造管工程〕
巻取り工程後に、造管工程で熱延鋼板に造管処理を施す。かかる造管工程では、熱延鋼板を連続的に払い出しながら、冷間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、該オープン管の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。

前記電縫溶接時のアプセットの量（以下、アプセット量と記す）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、板厚の２０％以上とすることが好ましい。ただし、アプセット量を板厚の１００％超にすると、スクイズロール負荷が大きくなり過ぎる。そのため、アプセット量は、板厚の２０％以上１００％以下とすることが好ましい。アプセット量は、より好ましくは、板厚の４０％以上である。一方、アプセット量は、より好ましくは、板厚の８０％以下である。

なお、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：鋼管素材を、周長が３．０％以下の割合で減少するように縮径する〕
造管工程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により該鋼管素材を縮径し、外径および真円度を所望の値に調整する。

かかるサイジング工程において、鋼管周長が合計で３．０％超の割合で減少するように縮径すると、各結晶粒の転位密度のばらつきが大きくなって、後の焼入れ工程においてひずみ誘起粒界移動が生じ、粗大な旧オーステナイトが生じる原因となる。そのため、鋼管周長が３．０％以下の割合で減少するように縮径することが肝要である。好ましくは２．５％以下である。一方、外径の精度および真円度を向上させるため、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素材を縮径することが好ましい。より好ましくは、１．０％以上である。

〔焼入れ工程：鋼管素材を８５０℃以上１０５０℃以下の温度範囲で１００ｓ以上１０００ｓ以下の間加熱〕
焼入れ工程における加熱温度が８５０℃未満または加熱時間が１００ｓ未満の場合、組織が完全にオーステナイト化しないため、所望のマルテンサイトの体積率が得られない。一方、焼入れ工程における加熱温度が１０５０℃超または加熱時間が１０００ｓ超の場合、オーステナイトが粗大化してしまい、本開示で目的とする電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径および粗大な旧オーステナイトの体積率が得られない。焼入れ工程における加熱温度は、好ましくは８８０℃以上であり、好ましくは１０００℃以下である。また、焼入れ工程における加熱時間は、好ましくは２００ｓ以上であり、好ましくは８００ｓ以下である。

（肉厚中心温度で、少なくとも８００℃から４００℃の間の肉厚中心の平均冷却速度が４０℃／ｓ以上）
本開示の製造方法では、焼入れ工程における平均冷却速度を規定する温度範囲を、少なくとも８００℃から４００℃の間に規定する。フェライト、パーライトおよびベイナイトは、この温度範囲において生成するためである。

また、焼入れ工程における鋼管素材の肉厚中心の平均冷却速度が４０℃／ｓ未満である場合、所望のマルテンサイト分率が得られない。好ましくは５０℃／ｓ以上である。特にかかる平均冷却速度の上限は規定しないが、１５０℃／ｓを超えると冷却速度の上昇に対する強度上昇の効果が小さくなり、設備負荷が増大するのみとなる。よって、かかる平均冷却速度は１５０℃／ｓ以下が好ましい。より好ましくは１３０℃／ｓ以下である。

ここで、当該焼入れ工程における冷却後の肉厚中心温度が１００℃超である場合、所望のマルテンサイト分率が得られない。よって、本開示の焼入れ工程における冷却後の肉厚中心温度は、１００℃以下まで低下させることが肝要である。なお、焼入れ工程における冷却後の肉厚中心温度は、好ましくは６０℃以下である。

〔焼戻し工程：鋼管素材を４５０℃以上６００℃以下の温度範囲で７０ｓ超の間加熱〕
焼戻し工程における加熱温度が４５０℃未満または加熱時間が７０ｓ以下の場合、転位の回復が不十分となるため、所望の靭性および加工性が得られない。さらに、可動転位の回復が不十分となって、可動転位が過剰に残るため、応力緩和量が増加して、降伏応力が低下し、所望の降伏応力が得られない。一方、焼戻し工程における加熱温度が６００℃超の場合、可動転位が過剰に回復してしまうため、応力緩和量が過剰に減少してしまい、降伏応力や降伏比が上昇することで、加工性が低下する。焼戻し工程における加熱温度は、好ましくは４８０℃以上であり、好ましくは５７０℃以下である。

また、焼戻し工程における加熱時間は、１０００ｓ超の場合、可動転位が過剰に回復してしまうため、応力緩和量が過剰に減少してしまい、降伏応力や降伏比が上昇することで、加工性が低下する場合がある。

よって、かかる加熱時間は、好ましくは１０００ｓ以下である。より好ましくは８００ｓ以下である。一方、かかる加熱時間は、好ましくは１００ｓ以上であって、より好ましくは２００ｓ以上である。

なお、焼戻し工程における加熱後の冷却方法は、空冷、水冷、炉冷等のいずれも可能であって、特にその条件も限定されず、室温まで冷却される。

以上の工程を経て、本開示の電縫鋼管が製造される。なお、本開示の電縫鋼管は、高強度であり、優れた加工性および靭性も兼ね備える。

さらに、本開示の電縫鋼管は、降伏応力の４０％の応力における応力緩和量が降伏応力の０．５０％以上５．００％以下であることが好ましい。

前記の応力緩和量は可動転位密度に対応する値であり、この値が大きいほど可動転位が多く、低い応力で塑性変形が可能となるため、降伏応力が低下し、降伏比が低下し、加工性が高くなる。

降伏応力の４０％の応力における応力緩和量が降伏応力の０．５０％未満である場合、可動転位密度が低くなりすぎるため、降伏応力および降伏比が高くなって、所望の加工性が得られない場合がある。一方、降伏応力の４０％の応力における応力緩和量が降伏応力の５．００％超である場合、可動転位密度が高くなりすぎるため、所望の降伏応力が得られない場合がある。

また、本開示の電縫鋼管は、へん平試験における割れ発生時の荷重Ｐ（Ｎ）が（１）式を満たす。

Ｐ≧１．５×ＴＳ×ｔ^２×Ｌ／Ｄ・・・（１）

ただし、（１）式において、ＴＳは引張強度（ＭＰａ）、Ｄは外径（ｍｍ）、ｔは肉厚（ｍｍ）、Ｌは管軸方向の長さ（ｍｍ）である。

管が曲げ変形を受ける際、管周断面は真円から楕円へと変形し、曲げ内側で座屈または曲げ外側で破断する。曲げ内側での座屈は管周断面の楕円変形が大きいと早期に生じる。一方、曲げ外側での破断は降伏比が高く、伸びが小さいと早期に生じる。

また、へん平試験における割れ発生時の荷重Ｐが大きいほど、管周断面の楕円変形に対する抵抗が大きく、楕円変形が生じにくくなる。その結果、曲げ内側での座屈が生じにくく、加工性に優れる電縫鋼管になる。

従来材を用いた予備実験により、へん平試験における割れ発生時の荷重Ｐは、ＴＳに比例し、Ｄに反比例し、ｔの２乗に比例し、Ｌに比例することを見出した。

よって、（１）式を満足した電縫鋼管は、従来材よりも一層さらに加工性に優れた電縫鋼管であることを意味する。

本開示の電縫鋼管は、管軸方向と垂直かつ溶接部（電縫溶接部）を含む断面を研磨後、腐食液により腐食し、光学顕微鏡で観察すると、溶接部（電縫溶接部）のボンド部３の管周方向の幅が、管全厚にわたり１．０μm以上１０００μm以下である。

ここで、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。また、ボンド部３は、腐食後の上記断面を図１に模式で示すように、図１において母材部１および熱影響部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ボンド部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。また、炭素鋼および低合金鋼のＵＯＥ鋼管のボンド部３は、ナイタールで腐食した上記断面において、光学顕微鏡でセル状またはデンドライト状の凝固組織を含有する領域として特定できる。なお、本開示において溶接部とは、上記ボンド部３および熱影響部２である。

本開示の電縫鋼管は、好ましくは肉厚が１．５ｍｍ以上２０ｍｍ以下である。また、本開示の電縫鋼管は、好ましくは外径が２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下である。

上述されていない鋼管にかかる製造方法の条件に関しては、いずれも常法に依ることができる。

以下、実施例に基づいて、本開示をさらに説明する。なお、本開示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、スラブとした。得られたスラブに対し、表２に示す条件の熱間圧延工程、冷却工程、巻取り工程を施して、熱延鋼板とした。なお、鋼管の番号は、全ての表で、同一の番号は同一の試験（実施例）を意味する。

巻取り工程後、熱延鋼板をロール成形により円筒状の丸型鋼管に成形し、その突合せ部分を電縫溶接した。その後続けて、丸型鋼管の上下左右に配置したロールにより表２に示した縮径率による縮径を加えるサイジング工程を施したのち、表２に示した条件の焼入れ・焼戻し工程を経て、表２に示した外径D（ｍｍ）および肉厚ｔ（ｍｍ）の電縫鋼管を得た。

かくして得られた電縫鋼管から各種試験片を採取して、以下に示す組織解析、引張試験、応力緩和試験、シャルピー衝撃試験およびへん平試験を実施した。組織解析、引張試験、応力緩和試験およびシャルピー衝撃試験の試験片は、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。また、へん平試験片は管軸方向の長さＬが１００ｍｍの環状試験片とした。

〔組織観察〕
組織観察用の試験片は、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かつ肉厚中央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。

組織観察は、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：１０００倍）を用いて、肉厚中央における組織を観察することで実施し、光学顕微鏡像およびＳＥＭ像を撮像した。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、以下の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。

すなわち、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。かかる測定にはＭｏのＫα線を使用し、ｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）面の積分強度をそれぞれ求め、それぞれの値を理論強度値で除した規格化積分強度が各相の体積率に比例するものとして、オーステナイトの規格化積分強度の割合を求めることによってオーステナイトの体積率を求めた。

平均結晶粒径の測定においては、まず、ＳＥＭ/ＥＢＳＤ法を用いて、粒径分布のヒストグラム（横軸：粒径、縦軸：各粒径での存在割合としたグラフ）を算出し、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、平均円相当径を平均結晶粒径とした。このとき、円相当径とは、対象となる結晶粒と面積が等しい円の直径とした。

上記の測定条件として、加速電圧は１５ｋＶ、測定領域は５００μm×５００μm、測定ステップサイズは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以下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。

〔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、ＪＩＳ１２Ａ号の引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して実施した。降伏応力ＹＳ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、全伸びＥＬ（％）を測定し、（ＹＳ／ＴＳ）×１００で定義される降伏比ＹＲ（％）を算出した。

〔応力緩和試験〕
応力緩和試験は、引張方向が管長手方向と平行になるように、ＪＩＳ１２Ａ号の引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２７６の規定に準拠して実施した。初期応力は引張試験で求めた降伏応力の４０％の応力とした。変位の保持時間は５００ｓとし、その間の応力低下量を応力緩和量とした。

〔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母材部の肉厚中央から試験片長手方向が管軸方向と平行になるようにＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２の規定に準拠して－６０℃において実施し、吸収エネルギーを求めた。

上記シャルピー衝撃試験の試験本数はそれぞれ３本とし、得られた衝撃値の平均値を熱延鋼板および電縫鋼管の母材部のシャルピー衝撃値とした。

〔へん平試験〕
へん平試験は、得られた電縫鋼管から、管軸方向の長さＬが１００ｍｍの環状試験片を採取し、溶接部の管外面側は金属光沢が出るように研磨し、ＪＩＳＧ３４４１に記載の方法に準拠して実施した。圧縮速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとし、割れが発生した時点で圧縮を停止し、その時点での荷重を割れ発生時の荷重Ｐ（Ｎ）とした。

これらの試験により得られた結果をそれぞれ表３に示す。

表３中、Ｎｏ.１～５、１７、１８は本開示に係る実施例であり、Ｎｏ.６～１６、１９は比較例である。

実施例の電縫鋼管における母材部の肉厚中央の鋼組織は、マルテンサイトの体積率が９０％以上であり、平均結晶粒径が１０μm以下であり、粒径：５０μm以上の旧オーステナイトの体積率が４０％以下であった。

また、これらの実施例の電縫鋼管の機械的特性は、いずれも降伏応力が６５０ＭＰａ以上、引張強度が７８０ＭＰａ以上、降伏比が９３％以下、全伸びが２０％以上であって、－６０℃におけるシャルピー衝撃値が６０Ｊ／ｃｍ^２以上であり、へん平試験における割れ発生時の荷重Ｐ（Ｎ）が前記（１）式を満たしていた。

これに対し、比較例の鋼管Ｎｏ.６は、Ｃの含有量が高かったため、降伏比、全伸び、－６０℃におけるシャルピー吸収エネルギーおよびへん平試験における割れ発生時の荷重Ｐが所望の値に達しなかった。

比較例の鋼管Ｎｏ.７は、Ｃの含有量が低かったため、マルテンサイトの体積率が本開示の範囲を下回ってしまい、降伏応力および引張強度が所望の値に達しなかった。

比較例の鋼管Ｎｏ.８は、ＳｉおよびＭｎの含有量が高かったため、降伏比、全伸び、－６０℃におけるシャルピー吸収エネルギーおよびへん平試験における割れ発生時の荷重Ｐが所望の値に達しなかった。

比較例の鋼管Ｎｏ.９は、ＳｉおよびＭｎの含有量が低かったため、マルテンサイトの体積率が本開示の範囲を下回ってしまい、降伏応力および引張強度が所望の値に達しなかった。

比較例の鋼管Ｎｏ.１０は、Ｃｒの含有量が高かったため、降伏比、全伸び、－６０℃におけるシャルピー吸収エネルギーおよびへん平試験における割れ発生時の荷重Ｐが所望の値に達しなかった。

比較例の鋼管Ｎｏ.１１は、Ｃｒの含有量が低かったため、マルテンサイトの体積率が本開示の範囲を下回ってしまい、降伏応力および引張強度が所望の値に達しなかった。

比較例の鋼管Ｎｏ.１２は、Ｂの含有量が高かったため、降伏比、全伸び、－６０℃におけるシャルピー吸収エネルギーおよびへん平試験における割れ発生時の荷重Ｐが所望の値に達しなかった。

比較例の鋼管Ｎｏ.１３は、Ｂの含有量が低かったため、マルテンサイトの体積率が本開示の範囲を下回ってしまい、降伏応力および引張強度が所望の値に達しなかった。

比較例の鋼管Ｎｏ.１４は、冷却工程における平均冷却速度が遅かったため、平均結晶粒径が本開示の範囲を上回ってしまい、全伸び、－６０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。

比較例の鋼管Ｎｏ.１５は、熱間圧延工程における９３０℃以下における合計圧下率が低かったため、粒径：５０μm以上の旧オーステナイトの体積率が本開示の範囲を上回ってしまい、降伏比、全伸び、－６０℃におけるシャルピー吸収エネルギーおよびへん平試験における割れ発生時の荷重Ｐが所望の値に達しなかった。

比較例の鋼管Ｎｏ.１６は、焼戻し工程における温度が高かったため、応力緩和量が小さくなり、降伏比が所望の値に達しなかった。

比較例の鋼管Ｎｏ.１９は、焼戻し工程における時間が短かったため、応力緩和量が大きくなり、降伏応力が所望の値に達しなかった。

１母材部
２溶接熱影響部（溶接部）
３ボンド部（溶接部）

Claims

母材部と、溶接部を有する電縫鋼管であって、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５０％以上０．５００％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上２．００％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０．１０％以上１．００％以下および
Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％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の鋼組織が、
マルテンサイトの体積率：９０％以上であって、
残部がフェライト、ベイナイト、パーライトおよびオーステナイトのうちの１種または２種以上を含み、
平均結晶粒径：１０μm以下であって、
粒径：５０μm以上の旧オーステナイトの体積率が４０％以下である
電縫鋼管。
前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１５０％以下、
Ｖ：０．１５０％以下、
Ｔｉ：０．１５０％以下および
Ｃａ：０．０１００％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含む請求項１に記載の電縫鋼管。
前記成分組成が、質量％で、
Ｐ：０．００２％以上０．０５０％以下、
Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下および
Ｎ：０．００１０％以上０．０１００％以下
である請求項１に記載の電縫鋼管。
請求項１から３の何れか１項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％以上である熱間圧延を施す熱間圧延工程と、
該熱間圧延工程の後に、板厚中心の平均冷却速度：５℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、かかる板厚中心の冷却停止温度：４００℃以上６５０℃以下とする冷却を施す冷却工程と、
該冷却工程の後に、４００℃以上６５０℃以下で巻取り、熱延鋼板とする巻取り工程と、
前記熱延鋼板を、冷間ロール成形により円筒状に成形し、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、周長が３．０％以下の割合で減少する縮径を行うサイジング工程と、
該サイジング工程の後に、８５０℃以上１０５０℃以下の温度範囲で１００ｓ以上１０００ｓ以下の間加熱し、次いで肉厚中心温度で、少なくとも８００℃から４００℃の間の肉厚中心の平均冷却速度を４０℃／ｓ以上とし、１００℃以下まで冷却する焼入れ工程と、
該焼入れ工程の後に、４５０℃以上６００℃以下の温度範囲で７０ｓ超の間加熱する焼戻し工程と
を含む電縫鋼管の製造方法。
前記焼戻し工程における４５０℃以上６００℃以下の温度範囲の加熱時間を１００ｓ以上１０００ｓ以下の間とする請求項４に記載の電縫鋼管の製造方法。