JP7440741B2 - ラインパイプ用電縫鋼管及びラインパイプ用電縫鋼管の製造方法 - Google Patents
ラインパイプ用電縫鋼管及びラインパイプ用電縫鋼管の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7440741B2 JP7440741B2 JP2019228469A JP2019228469A JP7440741B2 JP 7440741 B2 JP7440741 B2 JP 7440741B2 JP 2019228469 A JP2019228469 A JP 2019228469A JP 2019228469 A JP2019228469 A JP 2019228469A JP 7440741 B2 JP7440741 B2 JP 7440741B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- pearlite
- steel pipe
- content
- pipe
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 46
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 46
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 18
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 8
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 claims description 53
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 41
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 35
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 32
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 11
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 11
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 7
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 7
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 6
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 6
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 31
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 18
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 12
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 9
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 8
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 7
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 230000008859 change Effects 0.000 description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 4
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 4
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 3
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 3
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052692 Dysprosium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052691 Erbium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052693 Europium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052688 Gadolinium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052689 Holmium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052765 Lutetium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052779 Neodymium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052777 Praseodymium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052772 Samarium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052771 Terbium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052775 Thulium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052769 Ytterbium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000009877 rendering Methods 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 238000004781 supercooling Methods 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
本発明は、ラインパイプ用電縫鋼管及びラインパイプ用電縫鋼管の製造方法に関する。
特許文献１に記載されているように、ラインパイプ用鋼管では低温靭性が求められている。従来、フェライト-パーライト組織、フェライト-ベイナイト組織を微細化し靭性を向上させている例は多数あるが、せいぜい平均粒径１０μｍ以下を狙うのが限界であった。また、破壊の起点となるパーライト粒径については、微細化するための検討が十分になされていなかった。また、溶接部については、溶接したままの組織では靭性が優れないため、溶接後熱処理（以下、シームノルマと記す。）により組織を造り直す必要があるが、熱延のように圧下が出来ないため、粒径の微細化にも限界があった。これらの事情から従来、溶接部は－２０℃～－４０℃程度までの低温靭性を確保するのが限界であった。
一方、ラインパイプ用鋼管としては、従来よりも低温の状況に耐えることが求められるようにもなってきた。
本発明は、このような背景でなされた発明であり、本発明が解決しようとする課題は、低温の状況（－４０℃～－８０℃）での使用が可能な溶接部靭性に優れるラインパイプ用鋼管を提供できるようにすることである。
上記課題を解決するため、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０６％、Ｓｉ：０．１０～０．４０％、Ｍｎ：０．２０～１．５９％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、Ｎｉ：０．３００～２．０００％であり、残部にＦｅおよび不純物を備えた化学組成を有し、
下記式（１）で示すＡｒ３パラメーターが７６０～７９０、溶接部の平均フェライト粒径が６μｍ以下、溶接部のポリゴナルフェライト組織の面積率が８０面積％以上、パーライト面積率が２～１０％、かつパーライトの最大サイズが４．５μｍ以下、ベイナイト+マルテンサイトの面積率が１０％以下であり、引張強度が４００～７００ＭＰａであり、溶接部の平均転位密度が８×１０－１４（ｍ－２）以下であることを特徴とするラインパイプ用電縫鋼管とする。
Ａｒ３＝８６８－３９６×[Ｃ]＋２５×[Ｓｉ]‐６８×[Ｍｎ]－２１×[Ｃｕ]
－３６×[Ｎｉ]－２５×[Ｃｒ]－３０×[Ｍｏ]・・・（１）
（ただし、[元素記号]は、各元素の質量％の値）
下記式（１）で示すＡｒ３パラメーターが７６０～７９０、溶接部の平均フェライト粒径が６μｍ以下、溶接部のポリゴナルフェライト組織の面積率が８０面積％以上、パーライト面積率が２～１０％、かつパーライトの最大サイズが４．５μｍ以下、ベイナイト+マルテンサイトの面積率が１０％以下であり、引張強度が４００～７００ＭＰａであり、溶接部の平均転位密度が８×１０－１４（ｍ－２）以下であることを特徴とするラインパイプ用電縫鋼管とする。
Ａｒ３＝８６８－３９６×[Ｃ]＋２５×[Ｓｉ]‐６８×[Ｍｎ]－２１×[Ｃｕ]
－３６×[Ｎｉ]－２５×[Ｃｒ]－３０×[Ｍｏ]・・・（１）
（ただし、[元素記号]は、各元素の質量％の値）
また、前記化学組成が、質量％で、Ｎｉ：０．００１～０．３００％、Ｃｕ：０．００５～１．０００％、Ｃｒ：０．０３０～１．０００％、Ｍｏ：０．１０～０．５０％、Ｖ：０．００１～０．２００％、Ｗ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．０２０％、Ｚｒ：０．０００１～０．０２０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．０２％、から選択される１種以上を含有するものとすることが好ましい。
また、上記ラインパイプ用電縫鋼管を製造する製造方法としては、鋼をコイルとした後に電縫溶接して鋼管とし、その後、溶接部を９００～１０５０℃の温度に加熱し、当該加熱後、冷却速度４０～１００℃/sで４００℃以下まで冷却し、その後加熱を行わず、サイザー工程での絞り率を１％以内とするものであることを前提に、下記式（２）を満足させるようにすることが好ましい。
２０５≦Ａｒ３×[Ｃ]×加熱温度(℃)/冷却速度(℃/s)－８０×[Ｎｉ]≦７００・・・（２）
（ただし、[元素記号]は各元素の質量％の値、加熱温度はシームノルマ時の加熱温度、冷却速度は冷却段階における８００℃～５００℃間の平均冷却速度）
２０５≦Ａｒ３×[Ｃ]×加熱温度(℃)/冷却速度(℃/s)－８０×[Ｎｉ]≦７００・・・（２）
（ただし、[元素記号]は各元素の質量％の値、加熱温度はシームノルマ時の加熱温度、冷却速度は冷却段階における８００℃～５００℃間の平均冷却速度）
本発明を用いると、低温の状況（－４０℃～－８０℃）での使用が可能な溶接部靭性に優れるラインパイプ用鋼管を提供することができる。
以下に発明を実施するための形態を示す。本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０６％、Ｓｉ：０．１０～０．４０％、Ｍｎ：０．２０～１．５９％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、Ｎｉ：０．３００～２．０００％であり、残部にＦｅおよび不純物を備えた化学組成を有し、下記式（１）で示すＡｒ３パラメーターが７６０～７９０、溶接部の平均フェライト粒径が６μｍ以下、溶接部のポリゴナルフェライト組織の面積率が８０面積％以上、パーライト面積率が２～１０％、かつパーライトの最大サイズが４．５μｍ以下、ベイナイト+マルテンサイトの面積率が１０％以下であり、引張強度が４００～７００ＭＰａであり、溶接部の平均転位密度が８×１０－１４（ｍ－２）以下である。
Ａｒ３＝８６８－３９６×[Ｃ]＋２５×[Ｓｉ]‐６８×[Ｍｎ]－２１×[Ｃｕ]－３６×[Ｎｉ]－２５×[Ｃｒ]－３０×[Ｍｏ]・・・（１）
（ただし、[元素記号]は、各元素の質量％の値）
このため、低温の状況（－４０℃～－８０℃）での使用が可能な溶接部靭性に優れるラインパイプ用鋼管を提供することが可能となる。
Ａｒ３＝８６８－３９６×[Ｃ]＋２５×[Ｓｉ]‐６８×[Ｍｎ]－２１×[Ｃｕ]－３６×[Ｎｉ]－２５×[Ｃｒ]－３０×[Ｍｏ]・・・（１）
（ただし、[元素記号]は、各元素の質量％の値）
このため、低温の状況（－４０℃～－８０℃）での使用が可能な溶接部靭性に優れるラインパイプ用鋼管を提供することが可能となる。
なお、Ａｒ３パラメーターなどの数値範囲の意味を以下に示す。
Ａｒ３パラメーター ７６０～７９０
フェライト粒径およびパーライト粒径を微細化するために重要なパラメーターである。変態温度を低くし粒径を微細化するために７９０以下とする必要がある。一方で値が小さすぎると変態温度が下がりすぎベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織となってしまうために、７６０以上とする必要がある。
フェライト粒径およびパーライト粒径を微細化するために重要なパラメーターである。変態温度を低くし粒径を微細化するために７９０以下とする必要がある。一方で値が小さすぎると変態温度が下がりすぎベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織となってしまうために、７６０以上とする必要がある。
平均フェライト粒径 ６μｍ以下
優れた低温靭性を有するために重要なパラメーターである。そのためには６μｍ以下とする必要がある。これを超えるとフェライト粒の脆性破壊応力が下がるため靭性が劣化する。
優れた低温靭性を有するために重要なパラメーターである。そのためには６μｍ以下とする必要がある。これを超えるとフェライト粒の脆性破壊応力が下がるため靭性が劣化する。
ポリゴナルフェライト組織の面積率 ８０％以上
優れた低温靭性を有するために重要なパラメーターである。そのためには８０％以上とする必要がある。これより少ないと硬質相の割合が多いため靭性が劣化する。
優れた低温靭性を有するために重要なパラメーターである。そのためには８０％以上とする必要がある。これより少ないと硬質相の割合が多いため靭性が劣化する。
パーライト面積率 ２～１０％
優れた低温靭性を有するために重要なパラメーターである。そのためには１０％以下とする必要がある。これを超えると硬質相が多すぎるために靭性が劣化する。一方でラインパイプとしての強度を確保するためにはフェライト相のみでは不十分であり、２％以上のパーライト相が必要である。
優れた低温靭性を有するために重要なパラメーターである。そのためには１０％以下とする必要がある。これを超えると硬質相が多すぎるために靭性が劣化する。一方でラインパイプとしての強度を確保するためにはフェライト相のみでは不十分であり、２％以上のパーライト相が必要である。
最大パーライトサイズ ４．５μｍ以下
優れた低温靭性を有するために、最も重要なパラメーターである。そのためには４．５μｍ以下とする必要がある。これを超えると脆性破壊の起点となりやすく十分な低温靭性が得られなくなる。小さければ小さい程良いが、工業的には１μｍ程度が限界である。
優れた低温靭性を有するために、最も重要なパラメーターである。そのためには４．５μｍ以下とする必要がある。これを超えると脆性破壊の起点となりやすく十分な低温靭性が得られなくなる。小さければ小さい程良いが、工業的には１μｍ程度が限界である。
ベイナイト+マルテンサイトの面積率 １０％以下
優れた低温靭性を有するために重要なパラメーターである。そのためには１０％以下とする必要がある。これを超えると硬質相の割合が多いため、靭性が劣化する。なお、本願発明のような低Ｃ材では、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織は隣接する粒の方位差がつきにくいため、結晶粒が粗大化しがちである。そのため硬質相はパーライト組織とするのが望ましく、ベイナイト及びマルテンサイトを足し合わせた面積率は０でも構わない。
優れた低温靭性を有するために重要なパラメーターである。そのためには１０％以下とする必要がある。これを超えると硬質相の割合が多いため、靭性が劣化する。なお、本願発明のような低Ｃ材では、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織は隣接する粒の方位差がつきにくいため、結晶粒が粗大化しがちである。そのため硬質相はパーライト組織とするのが望ましく、ベイナイト及びマルテンサイトを足し合わせた面積率は０でも構わない。
引張強度 ４００～７００ＭＰａ
ラインパイプの母材の最低強度として４００ＭＰａ以上が必要である。一方で強度が高すぎると靭性が確保できないため、７００ＭＰａ以下とする必要がある。
ラインパイプの母材の最低強度として４００ＭＰａ以上が必要である。一方で強度が高すぎると靭性が確保できないため、７００ＭＰａ以下とする必要がある。
溶接部の平均転位密度 ８×１０－１４（ｍ－２）以下
-８０℃の環境で溶接部の低温靭性を確保するために、低温での転位の易動度を上げるべくＮｉを添加するが、その効果を得るためには溶接部の平均転位密度を８×１０-１４(m-２)以下に抑えておく必要がある。これを超えると、過剰に導入された転位自身が転位の移動に対する障害となり、脆性破壊が起こり易くなる。一方でこの値が低すぎても構わないが、工業的には1×１０-１５(m-２)程度が限界である。
-８０℃の環境で溶接部の低温靭性を確保するために、低温での転位の易動度を上げるべくＮｉを添加するが、その効果を得るためには溶接部の平均転位密度を８×１０-１４(m-２)以下に抑えておく必要がある。これを超えると、過剰に導入された転位自身が転位の移動に対する障害となり、脆性破壊が起こり易くなる。一方でこの値が低すぎても構わないが、工業的には1×１０-１５(m-２)程度が限界である。
ここで、発明の経緯を説明する。発明者らは溶接部について、溶接後のシームノルマ中の粒径変化のメカニズムの調査を行った。この調査において、フェライト-パーライト組織を微細化するように特定した条件の範囲内で合金元素を添加することで低温でも溶接部靭性が向上することを知見した。以下では、その知見内容について説明する。
発明者らが鋭意検討した結果、シームノルマ後の結晶粒径を微細化するには、Ａｒ３変態点を算出するＡｒ３パラメーターを十分に小さくし、変態開始温度を低下させて、フェライトの核生成サイトを増加させることが重要であることを知見した。結晶粒径を微細化する程、破面遷移温度が低下し、低温での吸収エネルギーが高く靭性に優れるものになる。しかしながら変態点を下げすぎると、上部ベイナイト域となり粗大な粒が出るだけでなく、粒界に粗大なセメンタイトが析出してしまうため、靭性は劣化する。したがって、低温靭性を最も高めるためには、成分のバランスが必要であることを知見した。
上記知見を基にした、低温靭性を高めるための条件が以下に示すようなものである。「１． Ａｒ３＝８６８－３９６×[Ｃ]＋２５×[Ｓｉ]‐６８×[Ｍｎ]－２１×[Ｃｕ]－３６×[Ｎｉ]－２５×[Ｃｒ]－３０×[Ｍｏ]で表されるＡｒ３パラメーターが７６０～７９０」（ただし、[元素記号]で表されている部分には、当該元素の質量％の値が入れられる。）、「２． 溶接部の平均粒径が６μｍ以下」、「３． 溶接部のポリゴナルフェライト分率が８０％以上」、「４． 溶接部のパーライト分率が２～１０％、最大パーライトサイズが４．５μｍ以下」、「５． 溶接部のベイナイト+マルテンサイトの分率が１０％以下」、「６． 母材部の引張強度（ＴＳ）が４００～７００ＭＰａ」、「７．溶接部の平均転位密度が８×１０－１４（ｍ－２）以下」。
なお、溶接部のフェライトおよびパーライト組織を微細化するためには、「Ａｒ３が７６０～７９０（１．の条件）」、「Ｃ量が０．０３～０．０６質量％」、「シームノルマ時の加熱温度が９００～１０５０℃」、「８００℃～５００℃間の平均冷却速度が４０～１００℃/s」、「前記冷却後に加熱が行わず、サイザー工程での絞り率を１％以内とする」（絞り率は、「絞り前後での外周長の変化分」／「絞り前の外周長」×１００で計算）という条件で製造することが考えられる。
「Ａｒ３が７６０～７９０」とするのは、変態温度を低くし、フェライト-パーライトを微細化するためのものである。「Ｃ量が０．０３～０．０６質量％」とするのは、パーライト分率を少なくしパーライトサイズを小さくするためのものである。
「シームノルマ時の加熱温度が９００～１０５０℃」とするのは、フェライト-パーライト組織の微細化のために加熱γ粒径を小さくするためのものである。なお、加熱温度はＡｃ３以上で極力低い温度であることが重要である。温度が高いとγ粒径が粗大化し、変態後のフェライト組織やパーライト組織も粗大化してしまう。より詳しくは、シームノルマ時の加熱温度は、溶接凝固組織を造り変え靭性を改善するためにγ単相域まで加熱する必要があるため、９００℃以上とする。一方で加熱温度を高くしすぎるとγ粒径が粗大化し、変態後のフェライト粒径およびパーライト粒径の粗大化を招くために１０５０℃以下とする。
「８００℃～５００℃間の平均冷却速度が４０～１００℃/s」とするのは、変態温度を低くし、フェライト-パーライトを微細化するためのものである。なお、冷却速度はフェライト粒径およびパーライト粒径を微細化するために重要である。また、冷却速度は速いことが重要である。変態温度を低下させ過冷度を大きくすることで核生成サイトを増やし、フェライト組織やパーライト組織を微細化する効果がある。より詳しくは、変態温度を低くし核生成サイトを増やすために、冷却速度を４０℃/s以上とする。一方で１００℃/sを超えると、変態温度が下がりすぎパーライトが生じずにベイナイト組織およびマルテンサイト組織が主体となってしまう。したがって、冷却速度の上限は１００℃/sである。
「前記冷却後に加熱が行わず、サイザー工程での絞り率を１％以内とする」とするのは、転位密度が高すぎると、転位の易動度が下がりＮｉの効果だけで低温での脆性破壊を抑制するのは困難であるからである。特に、溶接部の平均転位密度を８×１０－１４（ｍ－２）以下とする必要があるからである。このためには、造管工程で最も多くの転位が導入されるＳＺ（サイザー）工程での絞り率（ＳＺ工程前後の外周長の変化率）を１％以内に抑える。
なお、溶接部はＳＺ工程で組織が造り込まれるため、サイザー工程前では変態によって導入される転位のみであるが、鋼管の形状を整えるＳＺ工程で多くの転位が導入されることを本発明者らは突き止めた。そして、前記転位密度を満足するにはＳＺ工程での絞り率（ＳＺ工程前後の外周長の変化率）を１％以内に抑えることが重要であることを知見した。低温靭性の観点では、絞り率の値は低すぎても構わないが、真円度の高い鋼管を工業的に製造する観点から、少なくとも０．２％以上の絞り率とするのが好ましい。
このように、溶接部のフェライトおよびパーライト組織を微細化するためには、上記因子を上記範囲に収まるようにするのが重要であるが、最大パーライトサイズを４．５μｍ以下とするには、更に、「２０５≦Ａｒ３×[Ｃ]×加熱温度(℃)/冷却速度(℃/s) －８０×[Ｎｉ]≦７００」とするのが重要であることが分かった。以下にその点について詳しく説明する。
発明者が行った試験の結果、「Ａｒ３×[Ｃ]×加熱温度(℃)/冷却速度(℃/s)」の値は本発明にとっての重要ポイントである最大パーライトサイズと密接に関連があり、図１のような相関を示すことが分かった。なお、図１は、「Ａｒ３が７６０～７９０」、「Ｃ量が０．０３～０．０６質量％」、「シームノルマ時の加熱温度が９００～１０５０℃」、「８００℃～５００℃間の平均冷却速度が４０～１００℃/s」の範囲内で成分、Ｃ量、シームノルマ時の加熱温度、シームノルマ後の冷却速度の各々を変化させており、後述の方法で最大パーライトサイズを測定した結果を表している。
また図２は製造した鋼管の溶接部から、鋼管の周方向を長辺とする方向のフルサイズ（１０ｍｍ角×５５ｍｍ長さ）のシャルピー試験片をｎ＝１０でそれぞれ作製し、－８０℃でシャルピー試験を行った際の吸収エネルギーの平均値と最大パーライトサイズとの関係を示したものである。最大パーライトサイズが大きくなる程、吸収エネルギーの値が劣化し、４．５μｍより大きくなると、-８０℃では、吸収エネルギーは５０Ｊより小さくなることが分かった。したがって、最大パーライトサイズは４．５μｍ以下とすべきことが分かる。そして、図１に示される結果と照らしてみると、最大パーライトサイズを４．５μｍ以下とするためには、「Ａｒ３×[Ｃ]×加熱温度(℃)/冷却速度(℃/s)－８０×[Ｎｉ]」を７００以下にすべきことが分かる。
上記したように、変態温度を低くし微細化するためには、「Ａｒ３×[Ｃ]×加熱温度(℃)/冷却速度(℃/s)－８０×[Ｎｉ]」を７００以下とする必要がある。一方で値が小さすぎると変態温度が下がりすぎパーライトが生じずにベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織となってしまうために、２０５以上とする必要がある。
また、冷却停止温度は４００℃以下とするのが良い。冷却停止温度はフェライト粒径、パーライト粒径と関係する。変態が完了しきらない温度で冷却を停止してしまうと、粒成長し粒径が粗大化する。そのために冷却停止温度は４００℃以下とするのが良い。
したがって、ラインパイプ用電縫鋼管の製造方法としては、鋼をコイルとした後に電縫溶接して鋼管とし、その後、溶接部を９００～１０５０℃の温度に加熱し、当該加熱後、冷却速度４０～１００℃/sで４００℃以下まで冷却し、その後加熱を行わず、サイザー工程での絞り率を１％以内とすることを前提に、下記式（２）を満足するものとするのが良い。
２０５≦Ａｒ３×[Ｃ]×加熱温度(℃)/冷却速度(℃/s)
－８０×[Ｎｉ]≦７００・・・（２）
（ただし、[元素記号]は各元素の質量％の値、加熱温度はシームノルマ時の加熱温度、冷却速度は冷却段階における８００℃～５００℃間の平均冷却速度）
２０５≦Ａｒ３×[Ｃ]×加熱温度(℃)/冷却速度(℃/s)
－８０×[Ｎｉ]≦７００・・・（２）
（ただし、[元素記号]は各元素の質量％の値、加熱温度はシームノルマ時の加熱温度、冷却速度は冷却段階における８００℃～５００℃間の平均冷却速度）
なお、低温の状況（－４０℃～－８０℃）での使用が可能な溶接部靭性に優れるラインパイプ用鋼管を提供するために特に重要なのは「Ａｒ３×[Ｃ]×加熱温度(℃)/冷却速度(℃/s)」に関係する加熱温度と冷却速度である。具体的には、造管後のシームノルマにおいて、加熱温度９００℃～１０５０℃とすること、８００℃～５００℃間の平均冷却速度を４０℃/s以上とすることが重要である。
ここで、組織測定方法について説明する。まず、電縫鋼管の溶接部０°位置の鋼管周方向に平行に切断した断面における肉厚中央部を研磨し、次いでナイタール腐食液によってエッチングする。エッチングされた肉厚中央部の金属組織写真を、光学顕微鏡により、倍率１０００倍にて撮影する。金属組織写真は、３視野分撮影する（１視野は１００μｍ×１００μｍの範囲）。得られた３視野分の金属組織写真を画像処理し、フェライト分率（即ち、金属組織全体に占めるフェライトの面積率）を求める。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を用いて行えばよい。エッチングで白く見える部分をフェライト、黒い塊として見える部分をパーライト、ラス上に見える部分をベイナイトおよびマルテンサイトとして判断して、それぞれの分率を求める。
平均フェライト粒径の測定は、フェライト分率の測定に用いた３視野分の金属組織写真に基づいて行う。これらの金属組織写真から、フェライト粒１００個を任意に抽出し、個々のフェライト粒について、円相当径を粒径として求める。得られた１００個の測定値（粒径）を算術平均し、得られた算術平均値を、平均フェライト粒径とする。パーライト粒径も同様の写真を用いて求める。３視野分のパーライト（黒いかたまりとして見える部分）の円相当径を算出し、その値が最大であったものを「最大パーライトサイズ」とする。
転位密度の測定方法は、鋼管０°位置のＣ方向断面（鋼管を輪切りにした断面）の板厚中心位置をＸ線にて、鋼の結晶面（110）（211）（220）の半価幅を測定し、Williamson-Hall法（CAMP-ISIJ VOL.17(2004)-398）にて転位密度を算出する。実際にはバラツキが生じるので、3箇所測定した平均値をここでの転位密度とする。なお、結晶面は、結晶構造をx,y,zの3軸で表した際に、座標x,y,zを法線方向とし、座標(1/x,0,0)(0,1/y,0)(0,0,1/z)の3点を通る面となる。
鋼板の化学組成は、以下に示すものとする。なお、単に％としている値は質量％を意味する。
Ｃ：０．０３～０．０６％
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃ含有量は、０．０３％以上である。一方、Ｃ含有量が０．０６％を超えると、炭化物の生成が促進されてパーライトサイズが大きくなり、靭性が劣化する。従って、Ｃ含有量は、０．０６％以下である。
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃ含有量は、０．０３％以上である。一方、Ｃ含有量が０．０６％を超えると、炭化物の生成が促進されてパーライトサイズが大きくなり、靭性が劣化する。従って、Ｃ含有量は、０．０６％以下である。
Ｓｉ：０．１０～０．４０％
Ｓｉは、脱酸元素である。かかる効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は、０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、Ｓｉの酸化物が多数生じ、靭性が劣化する場合がある。従って、Ｓｉ含有量は、０．４０％以下である。
Ｓｉは、脱酸元素である。かかる効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は、０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、Ｓｉの酸化物が多数生じ、靭性が劣化する場合がある。従って、Ｓｉ含有量は、０．４０％以下である。
Ｍｎ：０．２０～１．５９％
Ｍｎは、鋼の強度を向上させる元素である。また、変態温度を低下させ粒径を微細化する効果がある元素である。かかる効果を得る観点から、Ｍｎ含有量は、０．２０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．５９％を超えると、変態点が下がりすぎベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織となってしまう。従って、Ｍｎ含有量は、１．６０％以下である。
Ｍｎは、鋼の強度を向上させる元素である。また、変態温度を低下させ粒径を微細化する効果がある元素である。かかる効果を得る観点から、Ｍｎ含有量は、０．２０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．５９％を超えると、変態点が下がりすぎベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織となってしまう。従って、Ｍｎ含有量は、１．６０％以下である。
Ｐ：０～０．０３０％
Ｐは、不純物元素であり、少ない方が好ましい。Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、靭性が劣化する場合がある。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。
Ｐは、不純物元素であり、少ない方が好ましい。Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、靭性が劣化する場合がある。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。
Ｓ：０～０．００５％
Ｓは、不純物元素であり、少ない方が好ましい。Ｓ含有量が０．００５％を超えると、圧延方向に伸長した粗大なＭｎＳが生じ、靭性が劣化する場合がある。従って、Ｓ含有量は０．００５％以下である。
Ｓは、不純物元素であり、少ない方が好ましい。Ｓ含有量が０．００５％を超えると、圧延方向に伸長した粗大なＭｎＳが生じ、靭性が劣化する場合がある。従って、Ｓ含有量は０．００５％以下である。
Ｔｉ：０．０１０～０．０３％
Ｔｉは、ピンニング効果によりγ粒径を微細化し、結果フェライト粒径およびパーライト粒径を微細化させるために必要な元素である。かかる効果を得る観点から、Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、ＴｉＮ等の粗大な介在物が生じ靭性が劣化する場合がある。従って、Ｔｉ含有量は０．０３％以下である。
Ｔｉは、ピンニング効果によりγ粒径を微細化し、結果フェライト粒径およびパーライト粒径を微細化させるために必要な元素である。かかる効果を得る観点から、Ｔｉ含有量は、０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、ＴｉＮ等の粗大な介在物が生じ靭性が劣化する場合がある。従って、Ｔｉ含有量は０．０３％以下である。
Ａｌ：０．００５～０．０５０％
Ａｌは、脱酸元素である。かかる効果を得る観点から、Ａｌ含有量は０．００５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．０５０％を超えると、粗大なＡｌ－Ｃａ系介在物が多数生じて靭性が劣化する。従って、Ａｌ含有量は、０．０５０％以下である。
Ａｌは、脱酸元素である。かかる効果を得る観点から、Ａｌ含有量は０．００５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．０５０％を超えると、粗大なＡｌ－Ｃａ系介在物が多数生じて靭性が劣化する。従って、Ａｌ含有量は、０．０５０％以下である。
Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％
Ｎｂは、ピンニング効果によりγ粒径を微細化し、その結果として、フェライト粒径およびパーライト粒径を微細化させるために必要な元素である。かかる効果を得る観点から、Ｎｂ含有量は、０．０１０％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、粗大なＮｂ炭窒化物が生じ、靭性が劣化する場合がある。従って、Ｎｂ含有量は、０．０５０％以下である。
Ｎｂは、ピンニング効果によりγ粒径を微細化し、その結果として、フェライト粒径およびパーライト粒径を微細化させるために必要な元素である。かかる効果を得る観点から、Ｎｂ含有量は、０．０１０％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、粗大なＮｂ炭窒化物が生じ、靭性が劣化する場合がある。従って、Ｎｂ含有量は、０．０５０％以下である。
Ｎ：０～０．００６％
Ｎは、不純物元素であり、少ない方が好ましい。Ｎ含有量が０．００６％を超えると、粗大な窒化物（例えば、ＴｉＮ、ＮｂＮ等）が生じ、靭性が劣化する場合がある。従って、Ｎ含有量は、０．００６％以下である。Ｎ含有量は０％であってもよい。
Ｎは、不純物元素であり、少ない方が好ましい。Ｎ含有量が０．００６％を超えると、粗大な窒化物（例えば、ＴｉＮ、ＮｂＮ等）が生じ、靭性が劣化する場合がある。従って、Ｎ含有量は、０．００６％以下である。Ｎ含有量は０％であってもよい。
Ｏ：０～０．００４％
Ｏは、不純物元素であり、少ない方が好ましい。Ｏ含有量が０．００４％を超えると、酸化物が多く形成され靭性が劣化する場合がある。従って、Ｏ含有量は、０．００４％以下である。
Ｏは、不純物元素であり、少ない方が好ましい。Ｏ含有量が０．００４％を超えると、酸化物が多く形成され靭性が劣化する場合がある。従って、Ｏ含有量は、０．００４％以下である。
Ｃａ：０．０００１～０．０２００％
Ｃａは、ＭｎＳとともに複合介在物を形成し、複合介在物の形態で微細分散化されることにより、介在物を無害化し靭性を向上させる元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃａ含有量は、０．０００１％以上である。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、粗大なＡｌ－Ｃａ系介在物が生じ、靭性が劣化する場合がある。従って、Ｃａ含有量は、０．０２００％以下である。
Ｃａは、ＭｎＳとともに複合介在物を形成し、複合介在物の形態で微細分散化されることにより、介在物を無害化し靭性を向上させる元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃａ含有量は、０．０００１％以上である。一方、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、粗大なＡｌ－Ｃａ系介在物が生じ、靭性が劣化する場合がある。従って、Ｃａ含有量は、０．０２００％以下である。
Ｎｉ：０．３００～２．０００％
Ｎｉは、本願発明で最も重要な必須元素であり、Ｎｉ添加により低温靭性がさらに向上する。この原因の一つは、Ｎｉを添加すると焼き入れ性の向上によりＡｒ３値が低減し、フェライト粒径およびパーライト粒径をさらに微細化する効果があることにある。また、Ｎｉを添加すると、低温で転位の易動度が増し、添加しない場合と比較して公差すべりを起こしやすくなる。このため低温でも塑性変形を起こしやすくなり、脆性破壊に遷移し難くなるため、延性-脆性破面遷移温度をより低温とすることができる。この効果はＮｉ添加量が多い程大きく、－８０℃での靭性を確保するためには、０．３％以上の添加が必要である。一方、Ｎｉ含有量が２．０００％を越えると、コストの上昇を招き、また強度が超過するおそれがある。従って、Ｎｉ含有量は、２．０００％以下である。
Ｎｉは、本願発明で最も重要な必須元素であり、Ｎｉ添加により低温靭性がさらに向上する。この原因の一つは、Ｎｉを添加すると焼き入れ性の向上によりＡｒ３値が低減し、フェライト粒径およびパーライト粒径をさらに微細化する効果があることにある。また、Ｎｉを添加すると、低温で転位の易動度が増し、添加しない場合と比較して公差すべりを起こしやすくなる。このため低温でも塑性変形を起こしやすくなり、脆性破壊に遷移し難くなるため、延性-脆性破面遷移温度をより低温とすることができる。この効果はＮｉ添加量が多い程大きく、－８０℃での靭性を確保するためには、０．３％以上の添加が必要である。一方、Ｎｉ含有量が２．０００％を越えると、コストの上昇を招き、また強度が超過するおそれがある。従って、Ｎｉ含有量は、２．０００％以下である。
Ｃｕ：０．００５～１．０００％
Ｃｕは、任意元素である。Ｃｕは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＣｕ含有量は０．００５％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．０００％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｃｕ含有量は、１．０００％以下である。
Ｃｕは、任意元素である。Ｃｕは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＣｕ含有量は０．００５％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．０００％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｃｕ含有量は、１．０００％以下である。
Ｃｒ：０．０３０～１．０００％
Ｃｒは、任意元素である。Ｃｒは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＣｒ含有量は、０．０３０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．０００％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｃｒ含有量は、１．０００％以下である。
Ｃｒは、任意元素である。Ｃｒは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＣｒ含有量は、０．０３０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．０００％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｃｒ含有量は、１．０００％以下である。
Ｍｏ：０．１０～０．５０％
Ｍｏは、任意元素である。Ｍｏは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＭｏ含有量は、０．１０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｍｏ含有量は、０．５０％以下である。
Ｍｏは、任意元素である。Ｍｏは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＭｏ含有量は、０．１０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｍｏ含有量は、０．５０％以下である。
Ｖ：０．００１～０．２００％
Ｖは、任意元素である。Ｖは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＶ含有量は、０．００１％以上である。一方、Ｖ含有量が０．２００％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｖ含有量は、０．２００％以下である。
Ｖは、任意元素である。Ｖは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＶ含有量は、０．００１％以上である。一方、Ｖ含有量が０．２００％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｖ含有量は、０．２００％以下である。
Ｗ：０．００１～０．１００％
Ｗは、任意元素である。Ｗは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＷ含有量は、０．００１％以上である。一方、Ｗ含有量が０．１００％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｗ含有量は、０．１００％以下である。
Ｗは、任意元素である。Ｗは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＷ含有量は、０．００１％以上である。一方、Ｗ含有量が０．１００％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｗ含有量は、０．１００％以下である。
Ｂ：０．０００５～０．００５０％
Ｂは、任意元素である。Ｂは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＢ含有量は、０．０００５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｂ含有量は、０．００５０％以下である。
Ｂは、任意元素である。Ｂは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＢ含有量は、０．０００５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｂ含有量は、０．００５０％以下である。
Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％
Ｍｇは、任意元素である。Ｍｇは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＭｇ含有量は、０．０００１％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｍｇ含有量は、０．０２００％以下である。
Ｍｇは、任意元素である。Ｍｇは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＭｇ含有量は、０．０００１％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｍｇ含有量は、０．０２００％以下である。
Ｚｒ：０．０００１～０．０２００％
Ｚｒは、任意元素である。Ｚｒは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＺｒ含有量は、０．０００１％以上である。一方、Ｚｒ含有量が０．０２００％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｚｒ含有量は、０．０２００％以下である。
Ｚｒは、任意元素である。Ｚｒは、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＺｒ含有量は、０．０００１％以上である。一方、Ｚｒ含有量が０．０２００％を越えると、効果が飽和し、コストの上昇を招くおそれがある。従って、Ｚｒ含有量は、０．０２００％以下である。
ＲＥＭ：０．０００１～０．０２００％
ＲＥＭは、任意元素である。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、鋼中の介在物を制御し、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＲＥＭ含有量は、０．０００１％以上である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な介在物の個数が増え、靭性が劣化する場合がある。従って、ＲＥＭ含有量は０．０２００％以下である。
ＲＥＭは、任意元素である。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、鋼中の介在物を制御し、鋼の強度向上に寄与し得る元素である。かかる効果を得る観点から、添加する場合のＲＥＭ含有量は、０．０００１％以上である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な介在物の個数が増え、靭性が劣化する場合がある。従って、ＲＥＭ含有量は０．０２００％以下である。
なお、熱延及び造管は通常の条件で実施をすればよいため、本明細書では記載を省略する。
次に、本発明の適用範囲となる場合と適用範囲外になる場合の例を表１（表１－１、表１－２、表１－３、表１－４）に示す。
なお、本発明における条件と比較すると、比較例１では、Ａｒ３が下限値を下まわり、ベイナイト＋マルテンサイト面積率が上限値を上まわり、引張強度が上限値を上まわっている。比較例２では、Ａｒ３が上限値を上まわり、平均フェライト粒径が上限値を上まわり、最大パーライトサイズが上限値を上まわっている。比較例３では、式（２）の上限値を上まわり、平均フェライト粒径が上限値を上まわり、最大パーライトサイズが上限値を上まわっている。
また、比較例４では、式（２）の下限値を下まわり、ベイナイト＋マルテンサイト面積率が上限値を上まわり、引張強度が上限値を上まわっている。比較例５では、加熱温度が下限値を下まわり、最大パーライトサイズが上限値を上まわっている。比較例６では、加熱温度が上限値を上まわり、平均フェライト粒径が上限値を上まわり、最大パーライトサイズが上限値を上まわっている。
また、比較例７では、冷却速度（冷速）が下限値を下まわり、平均フェライト粒径が上限値を上まわり、最大パーライトサイズが上限値を上まわっている。比較例８では、冷却速度（冷速）が上限値を上まわり、ベイナイト＋マルテンサイト面積率が上限値を上まわり、引張強度が上限値を上まわっている。比較例９では、冷却停止温度が上限値を上まわり、平均フェライト粒径が上限値を上まわり、最大パーライトサイズが上限値を上まわっている。
また、比較例１０では、サイザー絞り率の上限値を上まわり、平均転位密度の上限値を上まわっている。比較例１１では、Ｎｉの含有量が下限値を下まわっている。比較例１２では、Ｎｉの含有量が下限値を上まわり、ベイナイト＋マルテンサイト面積率が上限値を上まわり、引張強度が上限値を上まわっている。
表１に示す結果からわかるように、本発明における条件の範囲に収まれば、-８０℃におけるシャルピー試験での吸収エネルギーは５０Ｊ以上となったが、この範囲から外れると、-８０℃では、吸収エネルギーは５０Ｊより小さくなった。
以上、実施形態を中心として本発明を説明してきたが、本発明は上記実施形態に限定されることはなく、各種の態様とすることが可能である。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３～０．０６％、
Ｓｉ：０．１０～０．４０％、
Ｍｎ：０．２０～１．５９％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、
Ｎ：０．００６％以下、
Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
Ｎｉ：０．３００～２．０００％、
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、
下記式（１）で示すＡｒ３パラメーターが７６０～７９０、溶接部の平均フェライト粒径が６μｍ以下、溶接部のポリゴナルフェライト組織の面積率が８０面積％以上、パーライト面積率が２～１０％、かつパーライトの最大サイズが４．５μｍ以下、ベイナイト+マルテンサイトの面積率が１０％以下であり、溶接部の平均転位密度が８×１０－１４（ｍ－２）以下であることを特徴とする母材引張強度が４００～７００ＭＰａであるラインパイプ用電縫鋼管。
Ａｒ３＝８６８－３９６×[Ｃ]＋２５×[Ｓｉ]‐６８×[Ｍｎ]－２１×[Ｃｕ]
－３６×[Ｎｉ]－２５×[Ｃｒ]－３０×[Ｍｏ]・・・（１）
（ただし、[元素記号]は、各元素の質量％の値） - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．００５～１．０００％、
Ｃｒ：０．０３０～１．０００％、
Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
Ｖ：０．００１～０．２００％、
Ｗ：０．００１～０．１００％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０２０％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０２０％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０２％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載の母材引張強度が４００～７００ＭＰａであるラインパイプ用電縫鋼管。 - 鋼をコイルとした後に電縫溶接して鋼管とし、その後、溶接部を９００～１０５０℃の温度に加熱し、当該加熱後、冷却速度４０～１００℃/sで４００℃以下まで冷却し、その後加熱を行わず、サイザー工程での絞り率を１％以内とするラインパイプ用電縫鋼管の製造方法であって、
下記式（２）を満足することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載する母材引張強度が４００～７００ＭＰａであるラインパイプ用電縫鋼管の製造方法。
２０５≦Ａｒ３×[Ｃ]×加熱温度(℃)/冷却速度(℃/s)－８０×[Ｎｉ]≦７００・・・（２）
（ただし、[元素記号]は各元素の質量％の値、加熱温度はシームノルマ時の加熱温度、冷却速度は冷却段階における８００℃～５００℃間の平均冷却速度）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019228469A JP7440741B2 (ja) | 2019-12-18 | 2019-12-18 | ラインパイプ用電縫鋼管及びラインパイプ用電縫鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019228469A JP7440741B2 (ja) | 2019-12-18 | 2019-12-18 | ラインパイプ用電縫鋼管及びラインパイプ用電縫鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021095617A JP2021095617A (ja) | 2021-06-24 |
| JP7440741B2 true JP7440741B2 (ja) | 2024-02-29 |
Family
ID=76430706
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019228469A Active JP7440741B2 (ja) | 2019-12-18 | 2019-12-18 | ラインパイプ用電縫鋼管及びラインパイプ用電縫鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7440741B2 (ja) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014009366A (ja) | 2012-06-28 | 2014-01-20 | Jfe Steel Corp | 中温域の長期耐軟化性に優れた高強度電縫鋼管及びその製造方法 |
| JP2016079431A (ja) | 2014-10-14 | 2016-05-16 | 新日鐵住金株式会社 | 油井用電縫鋼管及びその製造方法 |
| WO2016084335A1 (ja) | 2014-11-27 | 2016-06-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 電縫鋼管およびその製造方法 |
| WO2016163451A1 (ja) | 2015-04-10 | 2016-10-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管 |
| WO2018185851A1 (ja) | 2017-04-04 | 2018-10-11 | 新日鐵住金株式会社 | 縦シーム溶接鋼管 |
| JP2018178210A (ja) | 2017-04-17 | 2018-11-15 | 新日鐵住金株式会社 | ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法 |
-
2019
- 2019-12-18 JP JP2019228469A patent/JP7440741B2/ja active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014009366A (ja) | 2012-06-28 | 2014-01-20 | Jfe Steel Corp | 中温域の長期耐軟化性に優れた高強度電縫鋼管及びその製造方法 |
| JP2016079431A (ja) | 2014-10-14 | 2016-05-16 | 新日鐵住金株式会社 | 油井用電縫鋼管及びその製造方法 |
| WO2016084335A1 (ja) | 2014-11-27 | 2016-06-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 電縫鋼管およびその製造方法 |
| WO2016163451A1 (ja) | 2015-04-10 | 2016-10-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管 |
| WO2018185851A1 (ja) | 2017-04-04 | 2018-10-11 | 新日鐵住金株式会社 | 縦シーム溶接鋼管 |
| JP2018178210A (ja) | 2017-04-17 | 2018-11-15 | 新日鐵住金株式会社 | ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2021095617A (ja) | 2021-06-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2518830C1 (ru) | Горячекатаный стальной лист и способ его изготовления | |
| JP4844687B2 (ja) | 低降伏比高強度高靭性鋼板及びその製造方法 | |
| JP5748032B1 (ja) | ラインパイプ用鋼板及びラインパイプ | |
| CA2923586C (en) | Electric-resistance welded steel pipe | |
| JP5092498B2 (ja) | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 | |
| JP5741483B2 (ja) | 現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5141073B2 (ja) | Ｘ７０グレード以下の低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法 | |
| JP6354910B2 (ja) | 厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法 | |
| JP2010196164A (ja) | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| KR20120062006A (ko) | 저항복비, 고강도 및 고일정 연신을 가진 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5765509B1 (ja) | 油井用電縫鋼管 | |
| JP6575734B1 (ja) | ラインパイプ用電縫鋼管 | |
| US20220373108A1 (en) | Electric resistance welded steel pipe, method for producing the same, line pipe, and building structure | |
| JPWO2020202334A1 (ja) | 電縫鋼管およびその製造方法、並びに鋼管杭 | |
| JP4507708B2 (ja) | 低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法 | |
| JPWO2020202333A1 (ja) | 電縫鋼管およびその製造方法、並びに鋼管杭 | |
| JP2004143500A (ja) | 耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法 | |
| JP2007138210A (ja) | バウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
| JP7440741B2 (ja) | ラインパイプ用電縫鋼管及びラインパイプ用電縫鋼管の製造方法 | |
| JP4140419B2 (ja) | 複合二次加工性に優れた高張力鋼管の製造方法 | |
| JP7200588B2 (ja) | 油井用電縫鋼管およびその製造方法 | |
| JP2005048289A (ja) | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 | |
| WO2021038632A1 (ja) | ラインパイプ用電縫鋼管 | |
| JP7448804B2 (ja) | ラインパイプ用電縫鋼管、及びラインパイプ用熱延鋼板 | |
| JP6885524B1 (ja) | 電縫鋼管 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20220803 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20230912 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20230919 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20231102 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20240116 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20240129 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 7440741 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |