JP5516659B2 - 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 - Google Patents
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Description
本発明は、蒸気配管用鋼管として好適な、高強度電縫鋼管に係り、とくに中温域での長期間使用に際しても強度（降伏強さ）の低下が少ない、長期耐軟化性に優れた高強度電縫鋼管に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さYS：450MPa以上である場合をいうものとする。また、「中温域」とは、300〜400℃の範囲の温度域をいう。
近年、石油採掘技術の発展により、オイルサンドと呼ばれる超重質原油が注目されている。オイルサンド中に含まれる「ビチューメン」と呼ばれる重質油などの粘性が高い原油は、油井から通常の方法で回収することができない。そのため、オイルサンド含有層に300℃を越える高温蒸気を注入し、原油の粘性を下げて、溶けた「ビチューメン」と呼ばれる重質油分を汲み上げて、回収する油層内回収法と呼ばれる採掘技術が開発されている。オイルサンド含有層に高温蒸気を注入する方法としては、例えばスチームインジェクション法がある。この方法では、高温に加熱された蒸気を配管で搬送し、注入鋼管を通じて注入される。
蒸気圧入井までの蒸気配管にはこれまで、管の信頼性という観点から、継目無鋼管あるいは、溶接金属を用いて溶接されたUOE鋼管が用いられてきた。電縫鋼管では、電縫溶接部の信頼性が不足していることから、とくに高温強度特性の要求がある使途には使用されていなかった。電縫鋼管は、高温強度特性の要求のない常温近傍で使用される箇所に限定されていた。
このような問題に対し、例えば特許文献１には、溶接熱影響部靭性に優れた高強度蒸気配管用鋼管の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術は、質量％で、Ｃ：0.05〜0.09％、Si：0.05〜0.20％、Mn：1.5〜2.0％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.002％以下、Mo：0.05〜0.3％、Nb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.02％、Al：0.01〜0.04％、Ｎ：0.004〜0.006％を含み、Ti/N：2.0〜4.0を満足する組成の鋼スラブを1000℃〜1200℃に加熱後、900℃以下での累積圧下率が50％以上、かつ圧延終了温度が850℃以下である熱間圧延を施した後、５℃／s以上の冷却速度にて400〜550℃まで加速冷却して製造された鋼板を管状に冷間成形しその突合せ部を溶接し、溶接鋼管とする技術である。特許文献１に記載された技術によれば、350℃での高い降伏強さと、高い溶接熱影響部靭性を有する蒸気配管用高強度溶接鋼管が得られるとしている。
また、特許文献２特許第4741528号公報には、高温特性に優れた蒸気輸送配管用鋼管の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術は、質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.5〜2.0％、Nb：0.005〜0.050％、Ti：0.005〜0.050％、Ｎ：0.001〜0.010％、Ｂ：0.0001〜0.0050％を含有し、あるいはさらにMo、Cr、Ｖ、Ca、REM等を含有し、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.04％以下に制限し、Ti/N：2.0〜4.0を満足する組成の鋼スラブを1000℃〜1250℃に加熱し、900℃以下での累積圧下率が50％以上とし、終了温度を850℃以下として熱間圧延した後、400〜550℃の範囲まで5℃／s以上の冷却速度で加速冷却して製造されて高強度鋼板を管状に成形し、突合せ部を溶接する、高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼管の製造方法である。特許文献１に記載された技術によれば、高温特性および長時間クリープ特性に優れた大径の蒸気輸送配管用高強度鋼管を製造できるとしている。
しかし、特許文献１、２に記載された技術では、鋼管に、融点直下まで加熱された粒径の大きい溶接熱影響部が不可避的に存在する。この溶接熱影響部の存在により溶接熱影響部の高温強度が低くなり、中温域（300〜400℃）での長時間使用時の強度低下が懸念される。そのため、蒸気配管用鋼管として使用する場合には、強度安全率を大きく見込む必要があり、蒸気温度や内圧を制限する必要があるという問題があった。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、オイルサンド含有層に高温蒸気を注入して、溶けた「ビチューメン」と呼ばれる重質油分を蒸気温度や内圧を制限することなく、より効率的・経済的に採掘することが可能な蒸気輸送用配管として好適な、降伏強さYS：450MPa以上の高強度で、かつ中温域（300〜400℃）の長期耐軟化性に優れる、高強度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、ここでいう「中温域の長期耐軟化性に優れた」とは、400℃×2340ｈの熱処理の前後で、350℃で高温引張試験を実施し、熱処理前後の降伏強さの変化（低下）量ΔYSが60MPa以下である場合をいう。400℃×2340ｈの熱処理は、異なる温度におけるクリープ破断データを整理する際に用いられる、Larson-Millerパラメータ（F.R.Larson, and J.Miller；Trans.ASME, vol.74（1952）,99.765-775参照）を用いた換算で、350℃で20年間保持する熱処理に相当する。Larson-Millerパラメータは、次式
Larson-Millerパラメータ＝（Ｔ＋273）×（Ｃ＋logｔ）
（ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：時間（ｈ）、Ｃ：定数＝20）
で定義される。
Larson-Millerパラメータ＝（Ｔ＋273）×（Ｃ＋logｔ）
（ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：時間（ｈ）、Ｃ：定数＝20）
で定義される。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、電縫溶接部の溶接熱影響部の高温強度、中温域の長期耐軟化性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、高温強度および中温域の長期耐軟化性の向上のためには、母材部および電縫溶接部の組織を、擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、かつ組織を微細化するとともに、析出物の安定化を介して組織の安定化を図ることが重要になることを知見した。
そして、析出物を安定化させるためには、鋼管素材（熱延鋼帯）の製造工程における350〜450℃の温度域における滞留時間が重要になることを見出した。さらに、電縫溶接部においては、析出部を安定化させ組織の安定化を図るには、オンライン熱処理が必要でありかつその熱履歴が重要となることを見出した。
また、本発明者らは、電縫溶接部中の５μm以上の粗大な介在物の減少が、中温域の長期耐軟化性の向上に有効であること、そのためには、電縫溶接時の開先形状を特定な開先形状とすることが有効であることを見出した。
また、本発明者らは、電縫溶接部中の５μm以上の粗大な介在物の減少が、中温域の長期耐軟化性の向上に有効であること、そのためには、電縫溶接時の開先形状を特定な開先形状とすることが有効であることを見出した。
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、0.05％Ｃ−0.2％Si−1.7％Mn−0.03％Al−0.05％Nb−0.05％Ｖ−0.02％Ti−0.0015％Ca−0.20％Crを含有する組成の鋼素材（連鋳製スラブ：肉厚250mm）を、加熱温度：1250℃で120min間加熱・均熱したのち、粗圧延と、未再結晶温度以下での熱間圧延率：50％、仕上げ圧延終了温度：810℃に調整された仕上圧延と、からなる熱間圧延を施し、板厚19.1mmの熱延鋼帯とした。仕上圧延終了後直ちに、熱延鋼帯には熱延ランアウトテーブル上で、板厚中央部の温度で780〜620℃の温度域を平均冷却速度：28℃/sで冷却停止温度：500℃まで冷却し、巻取温度：500℃で、コイル状に巻き取った。巻き取られた熱延鋼帯には、さらに、350〜480℃の温度域での滞留時間を0.5〜90ｈに変化させる熱履歴を施した。
質量％で、0.05％Ｃ−0.2％Si−1.7％Mn−0.03％Al−0.05％Nb−0.05％Ｖ−0.02％Ti−0.0015％Ca−0.20％Crを含有する組成の鋼素材（連鋳製スラブ：肉厚250mm）を、加熱温度：1250℃で120min間加熱・均熱したのち、粗圧延と、未再結晶温度以下での熱間圧延率：50％、仕上げ圧延終了温度：810℃に調整された仕上圧延と、からなる熱間圧延を施し、板厚19.1mmの熱延鋼帯とした。仕上圧延終了後直ちに、熱延鋼帯には熱延ランアウトテーブル上で、板厚中央部の温度で780〜620℃の温度域を平均冷却速度：28℃/sで冷却停止温度：500℃まで冷却し、巻取温度：500℃で、コイル状に巻き取った。巻き取られた熱延鋼帯には、さらに、350〜480℃の温度域での滞留時間を0.5〜90ｈに変化させる熱履歴を施した。
得られた熱延鋼帯を鋼管素材として、所定の幅にスリッティングし、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行って電縫鋼管（外径508mmφ）とした。
得られた電縫鋼管から試験材を採取し、400℃×2340ｈの熱処理を施した。該熱処理を施された試験材および該熱処理なしの試験材の母材部から、管円周方向が引張方向となるようにASTM E8丸棒試験片（平行部：6.35mmφ、GL：25.4mm）を採取した。母材部は、電縫溶接部より180°位置とした。なお、試験片の採取に際しては鋼管の偏平は行わなかった。
得られた電縫鋼管から試験材を採取し、400℃×2340ｈの熱処理を施した。該熱処理を施された試験材および該熱処理なしの試験材の母材部から、管円周方向が引張方向となるようにASTM E8丸棒試験片（平行部：6.35mmφ、GL：25.4mm）を採取した。母材部は、電縫溶接部より180°位置とした。なお、試験片の採取に際しては鋼管の偏平は行わなかった。
試験温度は350℃とし、試験温度で15min間保持した後、引張速度をYS以下では0.5％／min、YSを超えてからは5mm／minで行い、降伏強さYSを求めた。
得られた降伏強さYSから、熱処理前後のYSの低下量ΔYSを算出した。得られた結果を図１に、ΔYSと350〜480℃の温度域での滞留時間との関係で示す。
図１から、350〜480℃の温度域での滞留時間を２〜20ｈの範囲に調整することにより、ΔYSが60MPa未満となり、長期耐軟化性が向上することがわかる。
得られた降伏強さYSから、熱処理前後のYSの低下量ΔYSを算出した。得られた結果を図１に、ΔYSと350〜480℃の温度域での滞留時間との関係で示す。
図１から、350〜480℃の温度域での滞留時間を２〜20ｈの範囲に調整することにより、ΔYSが60MPa未満となり、長期耐軟化性が向上することがわかる。
つぎに、本発明者らは、電縫溶接部の長期耐軟化性の向上には、電縫溶接部の粗大な介在物の減少が、とくにが有効であることを見出した。電縫溶接条件や開先を変えた電縫溶接部にオンライン熱処理を施した電縫鋼管から、試験材を採取し、400℃×2340ｈの熱処理を施した。該熱処理を施された試験材および該熱処理なしの試験材の電縫溶接部から、管円周方向が引張方向となるようにASTM E8丸棒試験片（平行部：6.35mmφ、GL：25.4mm）を採取した。なお、丸棒試験片は、電縫溶接部が平行部中央にシームが位置するように採取した。なお、試験片の採取に際しては鋼管の偏平は行わなかった。試験温度は350℃とし、試験温度で15min間保持した後、引張速度をYS以下では0.5％／min、YSを超えてからは5mm／minで行い、降伏強さYSを求めた。得られた降伏強さYSから、熱処理前後のYSの低下量ΔYSを算出した。
さらに、得られた電縫鋼管の電縫溶接部から、電縫溶接部中央を中心に幅：２mmの板状試験片〈幅：２mm×厚さ：全厚×長さ：全厚〉を採取した。この板状サンプルを電解液（10％ＡＡ液）中で電解抽出し、得られた抽出残渣をフィルターメッシュ（穴径：５μm）で捕集し、ICP発光分析法により、残渣中に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Cr量（質量ppm）をそれぞれ求め、それらの合計量を算出し、電縫溶接部における円相当径５μm以上の粗大な介在物量とした。
得られた結果を図２に、ΔYSと電縫溶接部における円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量（質量ppm）との関係で示す。
図２から、円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が、49質量ppm以下である場合に、ΔYSが60MPa未満となり、電縫溶接部の長期耐軟化性が向上することがわかる。なお、円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量は、オープン管の突合せ部断面にテーパ開先を付与することによっても低減するという知見も得ている。
図２から、円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が、49質量ppm以下である場合に、ΔYSが60MPa未満となり、電縫溶接部の長期耐軟化性が向上することがわかる。なお、円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量は、オープン管の突合せ部断面にテーパ開先を付与することによっても低減するという知見も得ている。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）高強度電縫鋼管であって、質量％で、Ｃ：0.025〜0.084％、Si：0.10〜0.30％、Mn：0.70〜1.90％、Ｐ：0.018％以下、Ｓ：0.0029％以下、Al：0.01〜0.10％、Nb：0.001〜0.070％、Ｖ：0.001〜0.065％、Ti：0.001〜0.033％、Ca：0.0001〜0.0035％、Ｎ：0.0050％以下、Ｏ：0.0030％以下を含み、かつ次（１）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ‥（１）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるＰcmが0.20以下を満足するように含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が10μm以下である母材部組織と、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が10μm以下である電縫溶接部組織とからなる組織と、を有し、降伏強さYS：450MPa以上で、中温域の長期耐軟化性に優れることを特徴とする高強度電縫鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜0.350％、Ni：0.001〜0.350％、Mo：0.001〜0.350％、Cr：0.001〜0.350％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を特徴とする高強度電縫鋼管。
（３）（１）または（２）において、前記電縫溶接部に存在する、円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの含有量合計が49質量ppm以下であることを特徴とする高強度電縫鋼管。
（４）熱延鋼帯を、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行なって、電縫溶接部を有する電縫鋼管としついで、該電縫鋼管にオンラインでの熱処理を施す電縫鋼管の製造方法であって、前記熱延鋼帯を、質量％で、Ｃ：0.025〜0.084％、Si：0.10〜0.30％、Mn：0.70〜1.90％、Ｐ：0.018％以下、Ｓ：0.0029％以下、Al：0.01〜0.10％、Nb：0.001〜0.070％、Ｖ：0.001〜0.065％、Ti：0.001〜0.033％、Ca：0.0001〜0.0035％、Ｎ：0.0050％以下、Ｏ：0.0030％以下を含み、かつ次（１）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ‥（１）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるＰcmが0.20以下を満足するように含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、加熱温度：1200℃超1280℃以下で90min以上加熱均熱し、未再結晶温度域での熱間圧延率：20％以上、仕上圧延終了温度：750℃以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、板厚中央部温度で780〜620℃の温度域での平均冷却速度が7〜299℃／ｓの範囲となる冷却を620℃以下の冷却停止温度まで施し、巻取温度：595〜475℃で巻取り、ついで、480〜350℃の温度域における累積滞留時間が２〜20ｈとなるように調整した熱履歴を施されてなる熱延鋼帯とし、前記オンラインでの熱処理を、前記電縫溶接部近傍の肉厚全厚を800℃〜1150℃の範囲内の温度に加熱したのち、肉厚中央部温度で780℃〜620℃の温度域での平均冷却速度が７〜299℃／ｓの範囲となる冷却を620℃以下の冷却停止温度まで施し、さらに500〜360℃の温度域での累積滞留時間が2〜200ｓとなるように調整された熱履歴を施す処理とすることによって、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が10μm以下である母材部組織と、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が10μm以下である電縫溶接部組織とからなる組織を得ることを特徴とする降伏強さYS：450MPa以上で、中温域の長期耐軟化性に優れた高強度電縫鋼管の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜0.350％、Ni：0.001〜0.350％、Mo：0.001〜0.350％、Cr：0.001〜0.350％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を特徴とする高強度電縫鋼管の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記ロール成形のフィンパス成形において、前記熱延鋼帯の幅方向両端面に、テーパー開始位置と管外面となる表面あるいは管内面となる表面との熱延鋼帯板厚方向の距離が熱延鋼帯板厚の2〜80％となるテーパー開先を付与することを特徴とする高強度電縫鋼管の製造方法。
（７）（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記電縫溶接が、酸素分圧を大気中の酸素分圧に比べて低減した雰囲気で行うことを特徴とする高強度電縫鋼管の製造方法。
（８）（４）ないし（７）のいずれかにおいて、前記電縫溶接部に存在する、円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの含有量合計が49質量ppm以下であることを特徴とする高強度電縫鋼管の製造方法。
（１）高強度電縫鋼管であって、質量％で、Ｃ：0.025〜0.084％、Si：0.10〜0.30％、Mn：0.70〜1.90％、Ｐ：0.018％以下、Ｓ：0.0029％以下、Al：0.01〜0.10％、Nb：0.001〜0.070％、Ｖ：0.001〜0.065％、Ti：0.001〜0.033％、Ca：0.0001〜0.0035％、Ｎ：0.0050％以下、Ｏ：0.0030％以下を含み、かつ次（１）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ‥（１）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるＰcmが0.20以下を満足するように含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が10μm以下である母材部組織と、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が10μm以下である電縫溶接部組織とからなる組織と、を有し、降伏強さYS：450MPa以上で、中温域の長期耐軟化性に優れることを特徴とする高強度電縫鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜0.350％、Ni：0.001〜0.350％、Mo：0.001〜0.350％、Cr：0.001〜0.350％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を特徴とする高強度電縫鋼管。
（３）（１）または（２）において、前記電縫溶接部に存在する、円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの含有量合計が49質量ppm以下であることを特徴とする高強度電縫鋼管。
（４）熱延鋼帯を、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行なって、電縫溶接部を有する電縫鋼管としついで、該電縫鋼管にオンラインでの熱処理を施す電縫鋼管の製造方法であって、前記熱延鋼帯を、質量％で、Ｃ：0.025〜0.084％、Si：0.10〜0.30％、Mn：0.70〜1.90％、Ｐ：0.018％以下、Ｓ：0.0029％以下、Al：0.01〜0.10％、Nb：0.001〜0.070％、Ｖ：0.001〜0.065％、Ti：0.001〜0.033％、Ca：0.0001〜0.0035％、Ｎ：0.0050％以下、Ｏ：0.0030％以下を含み、かつ次（１）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ‥（１）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるＰcmが0.20以下を満足するように含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、加熱温度：1200℃超1280℃以下で90min以上加熱均熱し、未再結晶温度域での熱間圧延率：20％以上、仕上圧延終了温度：750℃以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、板厚中央部温度で780〜620℃の温度域での平均冷却速度が7〜299℃／ｓの範囲となる冷却を620℃以下の冷却停止温度まで施し、巻取温度：595〜475℃で巻取り、ついで、480〜350℃の温度域における累積滞留時間が２〜20ｈとなるように調整した熱履歴を施されてなる熱延鋼帯とし、前記オンラインでの熱処理を、前記電縫溶接部近傍の肉厚全厚を800℃〜1150℃の範囲内の温度に加熱したのち、肉厚中央部温度で780℃〜620℃の温度域での平均冷却速度が７〜299℃／ｓの範囲となる冷却を620℃以下の冷却停止温度まで施し、さらに500〜360℃の温度域での累積滞留時間が2〜200ｓとなるように調整された熱履歴を施す処理とすることによって、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が10μm以下である母材部組織と、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が10μm以下である電縫溶接部組織とからなる組織を得ることを特徴とする降伏強さYS：450MPa以上で、中温域の長期耐軟化性に優れた高強度電縫鋼管の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜0.350％、Ni：0.001〜0.350％、Mo：0.001〜0.350％、Cr：0.001〜0.350％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を特徴とする高強度電縫鋼管の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記ロール成形のフィンパス成形において、前記熱延鋼帯の幅方向両端面に、テーパー開始位置と管外面となる表面あるいは管内面となる表面との熱延鋼帯板厚方向の距離が熱延鋼帯板厚の2〜80％となるテーパー開先を付与することを特徴とする高強度電縫鋼管の製造方法。
（７）（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記電縫溶接が、酸素分圧を大気中の酸素分圧に比べて低減した雰囲気で行うことを特徴とする高強度電縫鋼管の製造方法。
（８）（４）ないし（７）のいずれかにおいて、前記電縫溶接部に存在する、円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの含有量合計が49質量ppm以下であることを特徴とする高強度電縫鋼管の製造方法。
本発明によれば、母材部および電縫溶接部において、降伏強さYS：450MPa以上の高強度で、かつ中温域（300〜400℃）での優れた長期耐軟化性を兼備する高強度電縫鋼管を安定して製造でき、蒸気配管用鋼管として適用でき、産業上格段の効果を奏する。
まず、本発明高強度電縫鋼管の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.025〜0.084％
Ｃは、パーライト、擬似パーライト、セメンタイト、ペイナイト、マルテンサイトなどの硬質相形成に寄与し、鋼管強度を増加させる作用を有する。このような効果を得て所望の降伏強さ：YS400MPa以上を確保するためには、0.025％以上の含有を必要とする。一方、0.084％を超えて多量に含有すると、母材部、電縫溶接部における硬質相量が増加し、長期耐軟化特性が低下する。そのため、Ｃは0.025〜0.084％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.030〜0.060％である。上記した作用に加えて、Ｃは、電縫溶接時に、凝固点降下、気相中Ｏ2とのCO形成反応などを通して、電縫溶接部の酸化物形成に影響を及ぼす。
Ｃ：0.025〜0.084％
Ｃは、パーライト、擬似パーライト、セメンタイト、ペイナイト、マルテンサイトなどの硬質相形成に寄与し、鋼管強度を増加させる作用を有する。このような効果を得て所望の降伏強さ：YS400MPa以上を確保するためには、0.025％以上の含有を必要とする。一方、0.084％を超えて多量に含有すると、母材部、電縫溶接部における硬質相量が増加し、長期耐軟化特性が低下する。そのため、Ｃは0.025〜0.084％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.030〜0.060％である。上記した作用に加えて、Ｃは、電縫溶接時に、凝固点降下、気相中Ｏ2とのCO形成反応などを通して、電縫溶接部の酸化物形成に影響を及ぼす。
Si：0.10〜0.30％
Siは、固溶強化により鋼管の強度増加に寄与する。また、Siは、FeよりもOとの親和力が強く、電縫溶接時にMn酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。Siが0.10％未満では、共晶酸化物中のMn濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超えるため、電縫溶接時に、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。このため、電縫溶接部に存在する、円相当径５μm以上の介在物に含まれるMn量が増加し、Si、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超えるようになる。この結果、電縫溶接部の長期耐軟化特性が低下する。一方、Siが0.30％を超えて過剰に含有すると、電縫溶接時に、共晶酸化物中のSi濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物としての絶対量が増えるとともに、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。そのため、電縫溶接部に存在する、円相当径5μm以上の介在物に含まれるSi、Mn量が増加し、Si、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超える。この結果、電縫溶接部の長期耐軟化特性が低下する。このようなことから、Siは0.10〜0.30％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.15〜0.25％である。
Siは、固溶強化により鋼管の強度増加に寄与する。また、Siは、FeよりもOとの親和力が強く、電縫溶接時にMn酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。Siが0.10％未満では、共晶酸化物中のMn濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超えるため、電縫溶接時に、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。このため、電縫溶接部に存在する、円相当径５μm以上の介在物に含まれるMn量が増加し、Si、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超えるようになる。この結果、電縫溶接部の長期耐軟化特性が低下する。一方、Siが0.30％を超えて過剰に含有すると、電縫溶接時に、共晶酸化物中のSi濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物としての絶対量が増えるとともに、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。そのため、電縫溶接部に存在する、円相当径5μm以上の介在物に含まれるSi、Mn量が増加し、Si、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超える。この結果、電縫溶接部の長期耐軟化特性が低下する。このようなことから、Siは0.10〜0.30％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.15〜0.25％である。
Mn：0.70〜1.90％
Mnは、固溶強化と変態組織強化により、鋼管の強度増加に寄与する。また、Mnは、FeよりもOとの親和力が強く、電縫溶接時に、Si酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。Mnが0.70％未満では、電縫溶接時に、共晶酸化物中のSi濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。そのため、電縫溶接部に存在する、円相当径５μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超える。その結果、電縫溶接部の長期耐軟化特性が低下する。一方、Mnが1.90％を超えて過剰に含有すると、電縫溶接時に、共晶酸化物中のMn濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物としての絶対量が増え、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。そのため、電縫溶接部に存在する、円相当径5μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超える。その結果、電縫溶接部の長期耐軟化特性が低下する。また、Mnを1.90％を超えて過剰に含有すると、母材部および電縫溶接部の組織に硬質相が増加し、長期耐軟化性が低下する。
Mnは、固溶強化と変態組織強化により、鋼管の強度増加に寄与する。また、Mnは、FeよりもOとの親和力が強く、電縫溶接時に、Si酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。Mnが0.70％未満では、電縫溶接時に、共晶酸化物中のSi濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。そのため、電縫溶接部に存在する、円相当径５μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超える。その結果、電縫溶接部の長期耐軟化特性が低下する。一方、Mnが1.90％を超えて過剰に含有すると、電縫溶接時に、共晶酸化物中のMn濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物としての絶対量が増え、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。そのため、電縫溶接部に存在する、円相当径5μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超える。その結果、電縫溶接部の長期耐軟化特性が低下する。また、Mnを1.90％を超えて過剰に含有すると、母材部および電縫溶接部の組織に硬質相が増加し、長期耐軟化性が低下する。
このようなことから、Mnは0.70〜1.90％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.85〜1.85％である。
Ｐ：0.018％以下
Ｐは、Mnと共偏析し、母材部および電縫溶接部の長期耐軟化性を低下するため、できるだけ低減することが好ましいが、0.018％以下であれば許容できる。このため、Ｐは0.018％以下に限定した。なお、過剰な低減は、精錬コストの高騰を招く。製鋼プロセスにおける経済性の観点から0.001％以上とすることが好ましい。
Ｐ：0.018％以下
Ｐは、Mnと共偏析し、母材部および電縫溶接部の長期耐軟化性を低下するため、できるだけ低減することが好ましいが、0.018％以下であれば許容できる。このため、Ｐは0.018％以下に限定した。なお、過剰な低減は、精錬コストの高騰を招く。製鋼プロセスにおける経済性の観点から0.001％以上とすることが好ましい。
Ｓ：0.0029％以下
Ｓは、Mnと結合しMnSを形成して鋼中では介在物として存在し、延性、靭性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。とくに、0.0029％を超える含有は長期耐軟化特性を低下させる。このため、Ｓは0.0029％以下に限定した。なお、過剰な低減は、精錬コストの高騰を招く。製鋼プロセスにおける経済性の観点から0.0001％以上とすることが好ましい。
Ｓは、Mnと結合しMnSを形成して鋼中では介在物として存在し、延性、靭性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。とくに、0.0029％を超える含有は長期耐軟化特性を低下させる。このため、Ｓは0.0029％以下に限定した。なお、過剰な低減は、精錬コストの高騰を招く。製鋼プロセスにおける経済性の観点から0.0001％以上とすることが好ましい。
Al：0.01〜0.10％
Alは、製鋼段階での脱酸剤として作用する。また、Alは、Ｎと結合しAINとして析出し、加熱時のγ粒成長を抑制し、鋼の低温靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。Al含有量が0.01％未満では、製鋼段階での脱酸能が確保できず、鋼の清浄度が低下し電縫溶接部に存在する酸化物量が増加し、円相当径５μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49ppmを超える。この結果、長期耐軟化特性が低下する。また、AlはSi、MnよりもさらにＯとの親和力が強く、2MnO・SiO2（Tephroite）などのMn-Si共晶酸化物に固溶する形で酸化物を形成する。一方、Alが0.35％を超えて過剰に含有すると、電縫溶接時に、共晶酸化物中のAl濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超えて、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。このため、電縫溶接部に存在する、介在物中に含まれるSi、Mn、Al量が増加し、円相当径5μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超える。この結果、長期耐軟化性が低下する。このようなことから、Alは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお好ましくは、0.02〜0.08％である。
Alは、製鋼段階での脱酸剤として作用する。また、Alは、Ｎと結合しAINとして析出し、加熱時のγ粒成長を抑制し、鋼の低温靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。Al含有量が0.01％未満では、製鋼段階での脱酸能が確保できず、鋼の清浄度が低下し電縫溶接部に存在する酸化物量が増加し、円相当径５μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49ppmを超える。この結果、長期耐軟化特性が低下する。また、AlはSi、MnよりもさらにＯとの親和力が強く、2MnO・SiO2（Tephroite）などのMn-Si共晶酸化物に固溶する形で酸化物を形成する。一方、Alが0.35％を超えて過剰に含有すると、電縫溶接時に、共晶酸化物中のAl濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超えて、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。このため、電縫溶接部に存在する、介在物中に含まれるSi、Mn、Al量が増加し、円相当径5μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超える。この結果、長期耐軟化性が低下する。このようなことから、Alは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお好ましくは、0.02〜0.08％である。
Nb：0.001〜0.070％
Nbは、主に炭化物として析出し、析出強化により鋼管強度を増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有する必要がある。一方、0.065％を超えて含有すると、未固溶の大型Nb炭窒化物が残存し、その結果、長期耐軟化性が低下する。このため、Nbは0.001〜0.070％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.051〜0.065％である。
Nbは、主に炭化物として析出し、析出強化により鋼管強度を増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有する必要がある。一方、0.065％を超えて含有すると、未固溶の大型Nb炭窒化物が残存し、その結果、長期耐軟化性が低下する。このため、Nbは0.001〜0.070％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.051〜0.065％である。
Ｖ：0.001〜0.065％
Ｖは、Nbと同様、主に炭化物として析出し、析出強化により鋼管強度を増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有する必要がある。一方、0.065％を超えて含有すると、未固溶の大型Ｖ炭窒化物が残存し、その結果、長期耐軟化性が低下する。このため、Ｖは0.001〜0.065％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.050％である。
Ｖは、Nbと同様、主に炭化物として析出し、析出強化により鋼管強度を増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有する必要がある。一方、0.065％を超えて含有すると、未固溶の大型Ｖ炭窒化物が残存し、その結果、長期耐軟化性が低下する。このため、Ｖは0.001〜0.065％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.050％である。
Ti：0.001〜0.033％
Tiは、Nb、Vと同様、主に炭化物として析出し、析出強化により鋼管強度を増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有する必要がある。一方、0.033％を超えて含有すると、未固溶の大型Ti炭窒化物が残存し、この結果、長期耐軟化性が低下する。このため、Tiは0.001〜0.033％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.020％である。
Tiは、Nb、Vと同様、主に炭化物として析出し、析出強化により鋼管強度を増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有する必要がある。一方、0.033％を超えて含有すると、未固溶の大型Ti炭窒化物が残存し、この結果、長期耐軟化性が低下する。このため、Tiは0.001〜0.033％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.020％である。
Ca：0.0001〜0.0035％
Caは、鋼中の硫化物を球状に形態制御する作用を有し、鋼管の電縫溶接部近傍の靭性や耐HIC特性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには0.0001％以上の含有を必要とする。一方、0.0035％を超えて過剰に含有すると、酸化物中のCa濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超えて、酸化物量が増加するとともに、電縫溶接時には酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。そのため、電縫溶接部に存在する介在物のCa量が増加し、電縫溶接部に存在する円相当径5μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超える。この結果、長期耐軟化性が低下する。このようなことから、Caは0.0001〜0.0035％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0002〜0.0028％である。
Caは、鋼中の硫化物を球状に形態制御する作用を有し、鋼管の電縫溶接部近傍の靭性や耐HIC特性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには0.0001％以上の含有を必要とする。一方、0.0035％を超えて過剰に含有すると、酸化物中のCa濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超えて、酸化物量が増加するとともに、電縫溶接時には酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。そのため、電縫溶接部に存在する介在物のCa量が増加し、電縫溶接部に存在する円相当径5μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超える。この結果、長期耐軟化性が低下する。このようなことから、Caは0.0001〜0.0035％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0002〜0.0028％である。
Ｎ：0.0050％以下
Ｎは、炭窒化物形成元素であるTiと結合し、Ti（N、C）として析出するか、固溶Ｎとして残存する。Ｎ含有量が0.0050％を超えると、Ti（N、C）並びに固溶Nが増加するため、長期耐軟化性が低下する。このため、Ｎは0.0050％以下に限定した。なお、好ましくは0.0040％以下である。
Ｎは、炭窒化物形成元素であるTiと結合し、Ti（N、C）として析出するか、固溶Ｎとして残存する。Ｎ含有量が0.0050％を超えると、Ti（N、C）並びに固溶Nが増加するため、長期耐軟化性が低下する。このため、Ｎは0.0050％以下に限定した。なお、好ましくは0.0040％以下である。
Ｏ：0.0030％以下
Ｏは、鋼中では主として酸化物系介在物として存在し、延性、靭性を低下させる。Ｏ含有量が0.0030％を超えると、介在物量が多くなりすぎてとくに長期耐軟化性の低下が著しくなる。このため、Ｏは0.0030％以下に限定した。
上記した成分が基本の成分であるが、上記した基本の組成に加えてさらに、Cu：0.001〜0.350％、Ni：0.001〜0.350％、Mo：0.001〜0.350％、Cr：0.001〜0.350％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
Ｏは、鋼中では主として酸化物系介在物として存在し、延性、靭性を低下させる。Ｏ含有量が0.0030％を超えると、介在物量が多くなりすぎてとくに長期耐軟化性の低下が著しくなる。このため、Ｏは0.0030％以下に限定した。
上記した成分が基本の成分であるが、上記した基本の組成に加えてさらに、Cu：0.001〜0.350％、Ni：0.001〜0.350％、Mo：0.001〜0.350％、Cr：0.001〜0.350％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
Cu、Ni、Mo、Crはいずれも、焼入れ性向上に寄与する元素であり、所望の高強度を確保するために、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Cu：0.001〜0.350％
Cuは、焼入れ性を向上させる元素であり、とくに厚肉材における強度増加のために含有することが望ましい。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.350％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。このようなことから、含有する場合には、0.001〜0.350％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは0.05〜0.290％である。
Cu：0.001〜0.350％
Cuは、焼入れ性を向上させる元素であり、とくに厚肉材における強度増加のために含有することが望ましい。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.350％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。このようなことから、含有する場合には、0.001〜0.350％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは0.05〜0.290％である。
Ni：0.001〜0.350％
Niは、Cuと同様に、焼入れ性を向上させる元素であり、とくに厚肉材における強度増加のために含有することが望ましい。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.350％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。このようなことから、含有する場合には、0.001〜0.350％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは0.05〜0.290％である。
Niは、Cuと同様に、焼入れ性を向上させる元素であり、とくに厚肉材における強度増加のために含有することが望ましい。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.350％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。このようなことから、含有する場合には、0.001〜0.350％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは0.05〜0.290％である。
Mo：0.001〜0.350％
Moは、Ni、Cuと同様に、焼入れ性を向上させる元素であり、とくに厚肉材における強度増加のために含有することが望ましい。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.350％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。このようなことから、含有する場合には、0.001〜0.350％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは0.05〜0.290％である。
Moは、Ni、Cuと同様に、焼入れ性を向上させる元素であり、とくに厚肉材における強度増加のために含有することが望ましい。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.350％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。このようなことから、含有する場合には、0.001〜0.350％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは0.05〜0.290％である。
Cr：0.001〜0.700％
Crは、焼入れ性を向上させる元素であり、とくに厚肉材における強度増加のために含有することが望ましい。またCrは、Mnと同様、変態強化を介して、鋼管の強度と組織を所望の高強度、組織とすることができる。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましい。また、Crは、FeよりもOとの親和力が強く、0.700％を超えて含有すると、電縫溶接時に、酸化物中のCr濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物量が増加じ、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。このため、電縫溶接部に存在する介在物量が増加し、電縫溶接部における円相当径５μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超える。このため、含有する場合には、Crは0.001〜0.700％とすることが好ましい。なおより好ましくは、0.02〜0.290％である。
Crは、焼入れ性を向上させる元素であり、とくに厚肉材における強度増加のために含有することが望ましい。またCrは、Mnと同様、変態強化を介して、鋼管の強度と組織を所望の高強度、組織とすることができる。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましい。また、Crは、FeよりもOとの親和力が強く、0.700％を超えて含有すると、電縫溶接時に、酸化物中のCr濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物量が増加じ、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。このため、電縫溶接部に存在する介在物量が増加し、電縫溶接部における円相当径５μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が49質量ppmを超える。このため、含有する場合には、Crは0.001〜0.700％とすることが好ましい。なおより好ましくは、0.02〜0.290％である。
さらに本発明高強度電縫鋼管では、上記した成分を上記した範囲内で含有し、かつ、次（１）式
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ‥（１）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるＰcmが0.20以下を満足するように調整する。
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ‥（１）
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるＰcmが0.20以下を満足するように調整する。
Ｐcmは、電縫溶接部の急速冷却時の組織形成に影響する指標であり、本発明では0.20以下に限定する。
Ｐcmが0.20を超えて大きくなると、電縫溶接部を擬ポリゴナルフェライト相を主相とする組織とすることができない。そして、電縫溶接部の長期耐軟化性が低下する。なお、Ｐcmの下限値は、特に限定しないが、YS：450MPa以上を安定的に確保するためには、0.07以上に調整することが望ましい。
Ｐcmが0.20を超えて大きくなると、電縫溶接部を擬ポリゴナルフェライト相を主相とする組織とすることができない。そして、電縫溶接部の長期耐軟化性が低下する。なお、Ｐcmの下限値は、特に限定しないが、YS：450MPa以上を安定的に確保するためには、0.07以上に調整することが望ましい。
次に、本発明高強度電縫鋼管の組織限定理由について説明する。
本発明高強度電縫鋼管の母材部および電縫溶接部はともに、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、擬ポリゴナルフェライト相などの主相の平均粒径が10μm以下である組織を有する。主相以外の第二相は、体積率で10％以下で、パーライト、擬似パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイトなどの硬質相である。第二相である硬質相が10％を超えて増加すると、強度が増加しすぎて、長期耐軟化性が低下する。
本発明高強度電縫鋼管の母材部および電縫溶接部はともに、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、擬ポリゴナルフェライト相などの主相の平均粒径が10μm以下である組織を有する。主相以外の第二相は、体積率で10％以下で、パーライト、擬似パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイトなどの硬質相である。第二相である硬質相が10％を超えて増加すると、強度が増加しすぎて、長期耐軟化性が低下する。
なお、ここでいう「擬ポリゴナルフェライト相」とは、非定形の形をし、約600℃未満400℃以上とポリゴナルフェライトよりも低い温度で変態前のオーステナイト境界を越えて形成された、変態歪の大部分が回復した組織をいう。この組織は、「鋼のベイナイト写真集-1」（社団法人 日本鉄鋼協会基礎研究会 ベイナイト調査研究部会編集、社団法人 日本鉄鋼協会発行（1992.6.29）、4頁参照）に記載されているQuasi-po1ygonal Ferrite αqと同じ組織である。
平均粒径が10μm以下の微細な擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、体積率で90％以上を占める組織とすることにより、降伏強さYS：450MPa以上の高強度と、中温域での長期耐軟化性に優れ、さらにはクリープ破断特性にも優れた電縫鋼管とすることができる。擬ポリゴナルフェライト相の組織分率が低下し、擬ポリゴナルフェライト相以外の例えばベイナイト相が主相となると、強度が増加しすぎて、長期耐軟化性が低下する。また、主相がポリゴナルフェライト相となると、強度が低下して、所望の高強度が得られないうえ、長期耐軟化性が低下する。また、平均粒径が10μmを超えて粗大化すると、中温域での強度が低下する。
次に、本発明電縫鋼管の製造方法について説明する。
熱延鋼帯を、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する、常用の電縫溶接を行なって、電縫溶接部を有する電縫鋼管とする。
鋼管素材となる熱延鋼帯は、上記した組成の鋼素材を出発素材とする。鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はないが、常用の転炉等で溶製し、常用の連続鋳造法でスラブ等とすることが好ましい。
熱延鋼帯を、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する、常用の電縫溶接を行なって、電縫溶接部を有する電縫鋼管とする。
鋼管素材となる熱延鋼帯は、上記した組成の鋼素材を出発素材とする。鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はないが、常用の転炉等で溶製し、常用の連続鋳造法でスラブ等とすることが好ましい。
上記した組成の鋼素材を加熱均熱し、熱間圧延を施し、コイル状に巻取り、熱延鋼帯とし、鋼管素材とする。
加熱温度：1200℃超1280℃以下、保持時間：90min以上
加熱温度は、母材部の強度、長期耐軟化性に影響を及ぼす。加熱温度が1200℃以下では、Nb、V、Ti等の析出強化元素が再固溶せずに粗大なまま残存するため、所望のYS：450MPa以上の高強度を確保できない。また、粗大な析出物が固溶せずに残存していると、母材部の長期耐軟化性を低下させる。一方、加熱温度が1280℃を超えると、組織が粗大化するため長期耐軟化性が低下する。
加熱温度：1200℃超1280℃以下、保持時間：90min以上
加熱温度は、母材部の強度、長期耐軟化性に影響を及ぼす。加熱温度が1200℃以下では、Nb、V、Ti等の析出強化元素が再固溶せずに粗大なまま残存するため、所望のYS：450MPa以上の高強度を確保できない。また、粗大な析出物が固溶せずに残存していると、母材部の長期耐軟化性を低下させる。一方、加熱温度が1280℃を超えると、組織が粗大化するため長期耐軟化性が低下する。
また、加熱保持時間が90min未満では、特に肉厚中心部にNb、V、Ti等の析出強化元素が再固溶せず粗大なまま残存する。粗大な析出物は長期耐軟化性を低下させる。このようなことから、加熱温度は1200℃超1280℃以下、保持時間：90min以上に限定した。
加熱均熱された鋼素材は、ついで粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施されて、熱延鋼帯とされる。
加熱均熱された鋼素材は、ついで粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施されて、熱延鋼帯とされる。
粗圧延の条件はとくに限定する必要はなく、所定寸法形状のシートバーとすることができればよい。粗圧延されたのち、仕上圧延を施される。仕上圧延は、未再結晶温度域での熱間圧延率：20％以上、仕上圧延終了温度：750℃以上に調整する。
未再結晶温度域での熱間圧延率：20％以上
未再結晶温度域での熱間圧延率が20％未満では、得られる熱延鋼帯の組織が平均粒径10μmを超えて粗大化し、母材部の長期耐軟化性が低下する。熱間圧延率の上限はとくに限定しないが、圧延機への負荷の観点から95％以下とすることが好ましい。
未再結晶温度域での熱間圧延率：20％以上
未再結晶温度域での熱間圧延率が20％未満では、得られる熱延鋼帯の組織が平均粒径10μmを超えて粗大化し、母材部の長期耐軟化性が低下する。熱間圧延率の上限はとくに限定しないが、圧延機への負荷の観点から95％以下とすることが好ましい。
仕上圧延終了温度：750℃以上
仕上圧延終了温度が750℃未満では、圧延歪が残留し、その後の冷却によっても、長期耐軟化性が低下する。このため、仕上げ圧延終了温度は750℃以上に限定した。
仕上圧延を終了した熱延鋼帯は、ついで熱延ランナウトテーブル上で冷却される。圧延後冷却は、板厚中央部温度で780〜620℃の温度域での平均冷却速度が7〜299℃／ｓの範囲となる冷却を620℃以下の冷却停止温度まで施す。
仕上圧延終了温度が750℃未満では、圧延歪が残留し、その後の冷却によっても、長期耐軟化性が低下する。このため、仕上げ圧延終了温度は750℃以上に限定した。
仕上圧延を終了した熱延鋼帯は、ついで熱延ランナウトテーブル上で冷却される。圧延後冷却は、板厚中央部温度で780〜620℃の温度域での平均冷却速度が7〜299℃／ｓの範囲となる冷却を620℃以下の冷却停止温度まで施す。
板厚中央部温度で780〜620℃の温度域での平均冷却速度：7〜299℃／ｓ
780℃〜620℃の温度域での平均冷却速度が7℃／s未満では、平均粒径が10μｍ超の粗大なポリゴナルフェライト相が形成され、所望の母材部組織が得られない。このため、所望のYS：450MPa以上の高強度を確保できず、また、長期耐軟化性が低下する。一方、平均冷却速度が299℃／sを超えると、擬ポリゴナルフェライト相の分率が90％を下回り、強度が上昇して、長期耐軟化性が低下する。このようなことから、圧延後冷却を、板厚中央部温度で780〜620℃の温度域での平均冷却速度を7〜299℃／ｓの範囲の冷却速度を有する冷却とした。
780℃〜620℃の温度域での平均冷却速度が7℃／s未満では、平均粒径が10μｍ超の粗大なポリゴナルフェライト相が形成され、所望の母材部組織が得られない。このため、所望のYS：450MPa以上の高強度を確保できず、また、長期耐軟化性が低下する。一方、平均冷却速度が299℃／sを超えると、擬ポリゴナルフェライト相の分率が90％を下回り、強度が上昇して、長期耐軟化性が低下する。このようなことから、圧延後冷却を、板厚中央部温度で780〜620℃の温度域での平均冷却速度を7〜299℃／ｓの範囲の冷却速度を有する冷却とした。
なお、圧延後冷却では、最表層0.2mmを除く板厚方向各位置での冷却速度は、肉厚中心部からの偏差で、遅い側で5℃／ｓ、速い側で20℃／ｓ以内であることが望ましい。
圧延後冷却の冷却停止温度：620℃以下
圧延後冷却は、上記した冷却速度で、620℃以下の温度で冷却を停止する。冷却停止温度が620℃超の温度では、停止温度が高すぎて、所望の擬ポリゴナルフェライトを主相とする組織が得られない。このようなことから、圧延後冷却の冷却停止温度を620℃以下に限定した。なお、好ましくは、595〜475℃である。
圧延後冷却の冷却停止温度：620℃以下
圧延後冷却は、上記した冷却速度で、620℃以下の温度で冷却を停止する。冷却停止温度が620℃超の温度では、停止温度が高すぎて、所望の擬ポリゴナルフェライトを主相とする組織が得られない。このようなことから、圧延後冷却の冷却停止温度を620℃以下に限定した。なお、好ましくは、595〜475℃である。
圧延後冷却を停止したのち、熱延鋼帯は、巻取温度：595〜475℃でコイル状に巻き取られる。
巻取温度：595〜475℃
巻取温度が475℃未満では、巻取温度が低くなりすぎて組織がベイナイト相を主体とした組織となり、長期耐軟化性が低下する。このため、巻取温度は475℃以上に限定した。なお、巻取温度が595℃を超えて高温となると、巻取り温度が高すぎて、所望の組織を確保できなくなる。このため、巻取温度は595〜475℃とした。
巻取温度：595〜475℃
巻取温度が475℃未満では、巻取温度が低くなりすぎて組織がベイナイト相を主体とした組織となり、長期耐軟化性が低下する。このため、巻取温度は475℃以上に限定した。なお、巻取温度が595℃を超えて高温となると、巻取り温度が高すぎて、所望の組織を確保できなくなる。このため、巻取温度は595〜475℃とした。
巻き取られた熱延鋼帯は、ついで、480〜350℃の温度域における滞留時間が２〜20ｈとなるように調整された熱履歴を施される。
480〜350℃の温度域における累積滞留時間：２〜20ｈ
480〜350℃の温度域における熱履歴の調整は、所望の特性、とくに母材部における中温域における優れた長期耐軟化性を確保するために重要な要件となっている。板厚中心部温度で、480〜350℃の温度域で所定時間滞留することにより、析出物、転位組織、ミクロ組織等が安定化して、その後の中温域で長時間保持した場合でも、変化が少なくなる。480〜350℃の温度域における累積滞留時間が２ｈ未満では、組織の安定化が不十分で、中温域で長時間保持した場合に、析出物、転位組織、ミクロ組織等が変化して、高温強度が低下し、長期耐軟化性が低下する。一方、480〜350℃の温度域における累積滞留時間が20ｈを超えて長時間となると、母材部の高温強度が低下する。このようなことから、480〜350℃の温度域での累積滞留時間を2〜20ｈに限定した。なお、好ましくは３〜12ｈである。480〜350℃の温度域での累積滞留時間の調整は巻取温度とコイル冷却条件の調整によることが好ましい。なお、480〜350℃の温度域における熱履歴を調整した後は、放冷される。
480〜350℃の温度域における累積滞留時間：２〜20ｈ
480〜350℃の温度域における熱履歴の調整は、所望の特性、とくに母材部における中温域における優れた長期耐軟化性を確保するために重要な要件となっている。板厚中心部温度で、480〜350℃の温度域で所定時間滞留することにより、析出物、転位組織、ミクロ組織等が安定化して、その後の中温域で長時間保持した場合でも、変化が少なくなる。480〜350℃の温度域における累積滞留時間が２ｈ未満では、組織の安定化が不十分で、中温域で長時間保持した場合に、析出物、転位組織、ミクロ組織等が変化して、高温強度が低下し、長期耐軟化性が低下する。一方、480〜350℃の温度域における累積滞留時間が20ｈを超えて長時間となると、母材部の高温強度が低下する。このようなことから、480〜350℃の温度域での累積滞留時間を2〜20ｈに限定した。なお、好ましくは３〜12ｈである。480〜350℃の温度域での累積滞留時間の調整は巻取温度とコイル冷却条件の調整によることが好ましい。なお、480〜350℃の温度域における熱履歴を調整した後は、放冷される。
ついで、得られた熱延鋼帯を鋼管素材として、該熱延鋼帯を、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行なって電縫鋼管とする。
連続的ロール成形のうちのフィンパス成形において、熱延鋼帯の幅端面（オープン管の突合せ部端面）にテーパ開先を付与することが好ましい。付与するテーパ開先は、テーパ開始位置と管外面となる表面あるいは管内面となる表面との鋼帯肉厚方向の距離が鋼帯肉厚の2〜80％とする開先が好ましい。これにより、電縫溶接部の介在物の排出が促進され、介在物が減少し、電縫溶接部に存在する、円相当径5μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量を約10ppm低下させることができる。なお、テーパー形状は直線に限らず、任意の曲線形状としてもよい。
連続的ロール成形のうちのフィンパス成形において、熱延鋼帯の幅端面（オープン管の突合せ部端面）にテーパ開先を付与することが好ましい。付与するテーパ開先は、テーパ開始位置と管外面となる表面あるいは管内面となる表面との鋼帯肉厚方向の距離が鋼帯肉厚の2〜80％とする開先が好ましい。これにより、電縫溶接部の介在物の排出が促進され、介在物が減少し、電縫溶接部に存在する、円相当径5μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量を約10ppm低下させることができる。なお、テーパー形状は直線に限らず、任意の曲線形状としてもよい。
また、電縫溶接は、通常公知の電縫溶接方法がいずれも適用できる。なお、電縫溶接は通常、大気雰囲気で行なうが、雰囲気酸素分圧を低減した雰囲気制御を行って、電縫溶接してもよい。
雰囲気制御の方法としては、例えば電縫溶接する領域を、箱型構造でシーリングし、非酸化性ガスを供給する方法が挙げられる。非酸化性ガスを吹き込む際に、周囲の雰囲気（大気）を巻き込む場合があり、酸素分圧はむしろ上昇する場合がある。そのため、ガス噴射口を３層等の多層構造のノズルとして非酸化性ガスを吹き込むことが好ましい。
雰囲気制御の方法としては、例えば電縫溶接する領域を、箱型構造でシーリングし、非酸化性ガスを供給する方法が挙げられる。非酸化性ガスを吹き込む際に、周囲の雰囲気（大気）を巻き込む場合があり、酸素分圧はむしろ上昇する場合がある。そのため、ガス噴射口を３層等の多層構造のノズルとして非酸化性ガスを吹き込むことが好ましい。
得られた電縫鋼管の電縫溶接部に、オンラインで加熱・冷却する熱処理を施す。
この熱処理は、オンラインに設置した、電縫溶接部近傍のみを加熱できる構造の高周波誘導加熱装置を用いることが好ましい。また、冷却は、被冷却材である電縫溶接部の上方に、複数のノズルを接続した冷却ヘッダを複数台設け、冷却速度を調整可能とした冷却装置とすることが好ましい。この熱処理は、電縫溶接部近傍の肉厚全厚を800℃〜1150℃の範囲内の温度に加熱し、肉厚中央部温度で780℃〜620℃の温度域での平均冷却速度が７〜299℃／ｓの範囲となる冷却を620℃以下の冷却停止温度まで施し、さらに肉厚中心部温度で500〜360℃の温度域での累積滞留時間が2〜200ｓとなるように調整された熱履歴を施す処理とする。なお、500〜360℃の温度域での累積滞留時間を上記した範囲内とするためには、この温度域を徐冷するか、500〜360℃の範囲に加熱する処理（焼戻処理）を行うことが好ましい。
この熱処理は、オンラインに設置した、電縫溶接部近傍のみを加熱できる構造の高周波誘導加熱装置を用いることが好ましい。また、冷却は、被冷却材である電縫溶接部の上方に、複数のノズルを接続した冷却ヘッダを複数台設け、冷却速度を調整可能とした冷却装置とすることが好ましい。この熱処理は、電縫溶接部近傍の肉厚全厚を800℃〜1150℃の範囲内の温度に加熱し、肉厚中央部温度で780℃〜620℃の温度域での平均冷却速度が７〜299℃／ｓの範囲となる冷却を620℃以下の冷却停止温度まで施し、さらに肉厚中心部温度で500〜360℃の温度域での累積滞留時間が2〜200ｓとなるように調整された熱履歴を施す処理とする。なお、500〜360℃の温度域での累積滞留時間を上記した範囲内とするためには、この温度域を徐冷するか、500〜360℃の範囲に加熱する処理（焼戻処理）を行うことが好ましい。
このような熱処理を施すことにより、平均粒径が10μｍ以下の微細な擬ポリゴナルフェライト相を体積率で90％以上、残部がパーライト等の硬質相からなる電縫溶接部組織となり、しかも電縫溶接部が降伏強さYS：450MPa以上の高強度と、優れた長期耐軟化性、さらには優れたクリープ破断特性を有するようになる。とくに電縫溶接部の長期耐軟化性は、電縫溶接部の酸化物と組織の影響を強く受ける。
加熱温度が、800℃を下回ると電縫溶接ままの硬質組織が残存し、所望の靭性が確保できない。一方、加熱温度が1150℃を超えると、結晶粒が粗大化し、所望の靭性が確保できない。
加熱後の冷却において、肉厚中央部温度で780℃〜620℃の温度域の平均冷却速度が７℃／s未満では、電縫溶接部組織が粗大化し、粗大なポリゴナルフェライトを主相とする組織となるため、降伏強さYS：450MPa以上の高強度を確保できず、また長期耐軟化性も低下する。一方、229℃／sを超えると、擬ポリゴナルフェライトの分率が90％を下回り、強度が上昇し、長期耐軟化性が低下する。
加熱後の冷却において、肉厚中央部温度で780℃〜620℃の温度域の平均冷却速度が７℃／s未満では、電縫溶接部組織が粗大化し、粗大なポリゴナルフェライトを主相とする組織となるため、降伏強さYS：450MPa以上の高強度を確保できず、また長期耐軟化性も低下する。一方、229℃／sを超えると、擬ポリゴナルフェライトの分率が90％を下回り、強度が上昇し、長期耐軟化性が低下する。
なお、上記した冷却の冷却停止温度は620℃以下の温度とする。冷却停止温度が620℃を超えて高くなると、組織がポリゴナルフェライトとなる。
また、電縫溶接部の中温域での長期耐軟化性は、電縫溶接後のオンラインでの熱処理における500〜360℃の温度域での熱履歴を制御することにより、析出物、転位密度、ミクロ組織等が安定化し、優れた特性を発現させることができる。500〜360℃の温度域での累積滞留時間が、２s未満では、中温域で長時間保持した場合に、析出物、転位組織、ミクロ組織等が変化して、高温強度が低下し、長期耐軟化性が低下する。一方、200ｓを超えて長くなると、電縫溶接部の高温強度が低下する。このようなことから、500〜360℃の温度域での累積滞留時間を2〜200ｓに限定した。なお、好ましくは3〜120ｓである。
また、電縫溶接部の中温域での長期耐軟化性は、電縫溶接後のオンラインでの熱処理における500〜360℃の温度域での熱履歴を制御することにより、析出物、転位密度、ミクロ組織等が安定化し、優れた特性を発現させることができる。500〜360℃の温度域での累積滞留時間が、２s未満では、中温域で長時間保持した場合に、析出物、転位組織、ミクロ組織等が変化して、高温強度が低下し、長期耐軟化性が低下する。一方、200ｓを超えて長くなると、電縫溶接部の高温強度が低下する。このようなことから、500〜360℃の温度域での累積滞留時間を2〜200ｓに限定した。なお、好ましくは3〜120ｓである。
以下、さらに実施例に基づき本発明について説明する。
（実施例１）
表１に示す組成の鋼素材（スラブ：肉厚250mm）を、表２に示す加熱温度：1230℃で110min加熱したのち、粗圧延と、未再結晶温度以下での熱間圧延率と仕上げ圧延終了温度が表２に示す条件に調整された仕上圧延と、からなる熱間圧延を施し、板厚19.1mmの熱延鋼帯とした。なお、鋼素材は、転炉で表１に示す組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法で肉厚250mmのスラブとしたものを用いた。
表１に示す組成の鋼素材（スラブ：肉厚250mm）を、表２に示す加熱温度：1230℃で110min加熱したのち、粗圧延と、未再結晶温度以下での熱間圧延率と仕上げ圧延終了温度が表２に示す条件に調整された仕上圧延と、からなる熱間圧延を施し、板厚19.1mmの熱延鋼帯とした。なお、鋼素材は、転炉で表１に示す組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法で肉厚250mmのスラブとしたものを用いた。
仕上圧延終了後直ちに、熱延鋼帯には熱延ランアウトテーブル上で、表２に示す条件の冷却を施し、表２に示す巻取温度でコイル状に巻き取った。巻き取られた熱延鋼帯には、さらに、350〜480℃の温度域での滞留時間を表２に示す時間に調整する熱履歴を施した。
得られた熱延鋼帯を鋼管素材として、所定の幅にスリッティングし、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行って電縫鋼管（外径609.6mmφ）とした。
得られた熱延鋼帯を鋼管素材として、所定の幅にスリッティングし、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行って電縫鋼管（外径609.6mmφ）とした。
ついで、得られた電縫鋼管の電縫溶接部にオンラインで、表２に示す条件で加熱したのち冷却する熱処理を施した。加熱は、電縫溶接部近傍のみを加熱できる構造とした高周波誘導加熱装置を用いた。なお、冷却は、被冷却材である電縫溶接部の上方に、水量密度：0.9m3／m2minの棒状冷却水が噴射可能なノズルを接続した冷却ヘッダを設け、ノズルから0.9m／sの速度で棒状冷却水を噴射可能とした冷却装置で行った。また、冷却ヘッダーは、冷却水の注水が個別にON-OFF制御可能な構造とした。
なお、鋼管搬送方向の下流側で電縫溶接部の温度を測定し、測定された鋼管温度に基づき、各冷却ヘッダーからの注水をON-OFF制御して、電縫溶接部の冷却速度を表２に示す冷却速度となるように調整して、300℃まで冷却した。ついでオンラインで、電縫鋼管の電縫溶接部に、450℃に加熱する焼戻処理を施し、360〜500℃の温度域での累積滞留時間を表２に示す条件に調整し、製品鋼管とした。
得られた製品鋼管から、試験片を採取し、組織観察、電縫溶接部の介在物分析、引張試験、高温引張試験、クリープ試験、を実施した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察
得られた電縫鋼管の母材部から、組織観察用試験片を採取し、円周方向断面（Ｃ断面）を研磨し、腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）で組織を観察し、撮像して、組織の同定を行い、さらに画像解析により、組織分率、および平均粒径を求めた。なお、平均粒径は、画像解析により各粒の面積を測定し、円相当径を求め、算術平均して算術した。ここで、ベイナイト相の場合には同一方位の領域寸法（パケットサイズ）を粒径として測定した。
（２）電縫溶接部の介在物分析
得られた電縫鋼管の電縫溶接部から、電縫溶接部中央を中心に幅：２mmの板状試験片〈幅：２mm×厚さ：全厚×長さ：全厚〉を採取した。この板状サンプルを電解液（10％ＡＡ液）中で電解抽出し、得られた抽出残渣をフィルターメッシュ（穴径：５μm）で捕集し、ICP発光分析法により、残渣中に含まれるSi、Mn、Al、Ca量（質量ppm）をそれぞれ求め、それらの合計量を算出し、円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Ca量の合計量（質量ppm）とした。
（３）引張試験
得られた電縫鋼管の母材部および電縫溶接部からそれぞれ、管円周方向が引張方向となるようにASTM E8丸棒試験片（平行部：6.35mmφ、GL：25.4mm）を採取した。母材部は、電縫溶接部より180°位置とした。また、電縫溶接部の丸棒試験片は、平行部中央にシームが位置するように採取した。なお、試験片の採取に際しては鋼管の偏平は行わなかった。
（１）組織観察
得られた電縫鋼管の母材部から、組織観察用試験片を採取し、円周方向断面（Ｃ断面）を研磨し、腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）で組織を観察し、撮像して、組織の同定を行い、さらに画像解析により、組織分率、および平均粒径を求めた。なお、平均粒径は、画像解析により各粒の面積を測定し、円相当径を求め、算術平均して算術した。ここで、ベイナイト相の場合には同一方位の領域寸法（パケットサイズ）を粒径として測定した。
（２）電縫溶接部の介在物分析
得られた電縫鋼管の電縫溶接部から、電縫溶接部中央を中心に幅：２mmの板状試験片〈幅：２mm×厚さ：全厚×長さ：全厚〉を採取した。この板状サンプルを電解液（10％ＡＡ液）中で電解抽出し、得られた抽出残渣をフィルターメッシュ（穴径：５μm）で捕集し、ICP発光分析法により、残渣中に含まれるSi、Mn、Al、Ca量（質量ppm）をそれぞれ求め、それらの合計量を算出し、円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Ca量の合計量（質量ppm）とした。
（３）引張試験
得られた電縫鋼管の母材部および電縫溶接部からそれぞれ、管円周方向が引張方向となるようにASTM E8丸棒試験片（平行部：6.35mmφ、GL：25.4mm）を採取した。母材部は、電縫溶接部より180°位置とした。また、電縫溶接部の丸棒試験片は、平行部中央にシームが位置するように採取した。なお、試験片の採取に際しては鋼管の偏平は行わなかった。
引張試験は、室温で、引張速度をYS以下は0.5％／min、YSを超えてからは5mm／minで行い、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS）を求めた。
（４）高温引張試験
得られた電縫鋼管から試験材を採取し、400℃×2340ｈの熱処理を施した。該熱処理を施された試験材、および該熱処理なしの試験材から、母材部および電縫溶接部からそれぞれ、管円周方向が引張方向となるようにASTM E8丸棒試験片（平行部：6.35mmφ、GL：25.4mm）を採取した。母材部は、電縫溶接部より180°位置とした。また、電縫溶接部の丸棒試験片は、平行部中央にシームが位置するように採取した。なお、試験片の採取に際しては鋼管の偏平は行わなかった。
（４）高温引張試験
得られた電縫鋼管から試験材を採取し、400℃×2340ｈの熱処理を施した。該熱処理を施された試験材、および該熱処理なしの試験材から、母材部および電縫溶接部からそれぞれ、管円周方向が引張方向となるようにASTM E8丸棒試験片（平行部：6.35mmφ、GL：25.4mm）を採取した。母材部は、電縫溶接部より180°位置とした。また、電縫溶接部の丸棒試験片は、平行部中央にシームが位置するように採取した。なお、試験片の採取に際しては鋼管の偏平は行わなかった。
試験温度は350℃とし、試験温度で15min間保持した後、引張速度をYS以下では0.5％／min、YSを超えてからは5mm／minで行い、降伏強さYSを求めた。
得られた降伏強さYSから、母材部および電縫溶接部についてそれぞれ熱処理前後のYSの低下量ΔYSを算出し、母材部および電縫溶接部の長期耐軟化性を評価した。ΔYSが60MPa未満である場合を「長期耐軟化性に優れる」と評価した。
（５）クリープ試験
得られた電縫鋼管の、母材部および電縫溶接部から、管円周方向が試験片長手方向となるように、鍔つき試験片（平行部：６mmφ、GL：30mm）を採取した。なお、母材部は、電縫溶接部より180°位置とした。また、電縫溶接部試験片は、平行部中央にシームが位置するように採取した。
得られた降伏強さYSから、母材部および電縫溶接部についてそれぞれ熱処理前後のYSの低下量ΔYSを算出し、母材部および電縫溶接部の長期耐軟化性を評価した。ΔYSが60MPa未満である場合を「長期耐軟化性に優れる」と評価した。
（５）クリープ試験
得られた電縫鋼管の、母材部および電縫溶接部から、管円周方向が試験片長手方向となるように、鍔つき試験片（平行部：６mmφ、GL：30mm）を採取した。なお、母材部は、電縫溶接部より180°位置とした。また、電縫溶接部試験片は、平行部中央にシームが位置するように採取した。
試験温度：390℃とし、クリープ破断強度を求めた。得られたクリープ破断強度から、Larson-Millerパラメータによる換算で、360℃で20年間の推定クリープ破断強度σcreepを算出し、室温YSRTとの比、σcreep／YSRTを求め、σcreep／YSRTが0.8以上である場合を「クリープ破断特性に優れる」と評価した。
得られた結果を表３に示す。
得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、母材部、電縫溶接部ともに、面積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライトを主相とし、しかも平均粒径が10μm以下と微細な組織を有し、降伏強さ：450MPa以上の高強度と、ΔYS：60MPa未満の優れた長期耐軟化性とを有し、さらにクリープ破断強度σcreepと室温YSRTとの比、σcreep／YSRTが0.80以上と優れたクリープ破断特性をも有する電縫鋼管となっている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、少なくとも母材部、電縫溶接部のいずれかが、所望の組織を確保できず、所望の降伏強さ：450MPa以上の高強度を確保できていないか、長期耐軟化性がΔYS：60MPa未満と低下しているか、あるいはクリープ破断特性が低下している。
一方、Ｃ、Mn、Nb、Ｖ、Tiのいずれかが，本発明範囲を低く外れる比較例（鋼管No.6、No.10、No.16、No.18、No.20）は、母材部、電縫溶接部ともに組織がより軟質なポリゴナルフェライトとなり、YSが450MPa未満と所望の高強度が得られない。また、Ｃ、Mn、Nb、Ｖ、Tiのいずれかが，本発明範囲よりも高く外れる比較例（鋼管No.7、No.11、No.17、No.19、No.21）は、母材部、電縫溶接部がともに、ΔYS：60MPa以上であり長期耐軟化性が低下し、σcreep／YSRTが0.80未満でありクリープ破断特性が低下している。
一方、Ｃ、Mn、Nb、Ｖ、Tiのいずれかが，本発明範囲を低く外れる比較例（鋼管No.6、No.10、No.16、No.18、No.20）は、母材部、電縫溶接部ともに組織がより軟質なポリゴナルフェライトとなり、YSが450MPa未満と所望の高強度が得られない。また、Ｃ、Mn、Nb、Ｖ、Tiのいずれかが，本発明範囲よりも高く外れる比較例（鋼管No.7、No.11、No.17、No.19、No.21）は、母材部、電縫溶接部がともに、ΔYS：60MPa以上であり長期耐軟化性が低下し、σcreep／YSRTが0.80未満でありクリープ破断特性が低下している。
また、Si、Al、Ca、Ｏのいずれかが、本発明範囲を外れる比較例（鋼管No.8、No.9、No.14、No.15、No.23、No.25）は、電縫溶接部における円相当径５μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの含有量合計が49質量ppmを超え、電縫溶接部のΔYSが60MPa以上となり、長期耐軟化特性が低下し、さらにσcreep／YSRTが0.80未満でありクリープ破断特性も低下している。
また、Ｐ、Ｓ、Ca、Ｎ、Pcmのいずれかが、本発明範囲を外れる比較例（鋼管No.12、No.13、No.22、No.24、No.26）は、電縫溶接部のΔYSが60MPa以上となり長期耐軟化性が低下し、さらに、σcreep／YSRT が0.80未満でありクリープ破断特性も低下している。
（実施例２）
表１に示す鋼Ａ〜鋼Ｅの組成を有する鋼素材（スラブ：肉厚250mm）を、表４に示す加熱条件で加熱・均熱したのち、粗圧延と、表４に示す条件の仕上圧延とを施し、ついで、表４に示す条件の圧延後冷却を施し、表４に示す巻取温度でコイル状に巻き取り、熱延鋼帯とした。巻き取られた熱延鋼帯には、巻取温度とコイル冷却条件の調整により、350〜480℃の温度域での滞留時間を表４に示す時間に調整する熱履歴を施した。
（実施例２）
表１に示す鋼Ａ〜鋼Ｅの組成を有する鋼素材（スラブ：肉厚250mm）を、表４に示す加熱条件で加熱・均熱したのち、粗圧延と、表４に示す条件の仕上圧延とを施し、ついで、表４に示す条件の圧延後冷却を施し、表４に示す巻取温度でコイル状に巻き取り、熱延鋼帯とした。巻き取られた熱延鋼帯には、巻取温度とコイル冷却条件の調整により、350〜480℃の温度域での滞留時間を表４に示す時間に調整する熱履歴を施した。
得られた熱延鋼帯を鋼管素材として、所定の幅にスリッティングし、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行って、表４に示す寸法の電縫鋼管とした。
なお、一部では、ロール成形におけるフィンパス成形で熱延鋼帯の幅方向両端面に、テーパ開先を付与した。付与されたテーパ開先は、熱延鋼帯の幅方向端面に、管外面となる表面とテーパー開始位置との距離が熱延鋼帯板厚の20％、管内面となる表面とテーパー開始位置との距離が熱延鋼帯板厚の20％となる形状、外面側20％−内面側20％、とした。
なお、一部では、ロール成形におけるフィンパス成形で熱延鋼帯の幅方向両端面に、テーパ開先を付与した。付与されたテーパ開先は、熱延鋼帯の幅方向端面に、管外面となる表面とテーパー開始位置との距離が熱延鋼帯板厚の20％、管内面となる表面とテーパー開始位置との距離が熱延鋼帯板厚の20％となる形状、外面側20％−内面側20％、とした。
また、電縫溶接に際しては、主として大気雰囲気（酸素分圧：210,000ppm）中で行った。なお、一部では、噴射口を３層に配したノズルを用いて、不活性ガス（Ｎ2ガス）を噴射し、酸素分圧を45ppmまで低下した雰囲気中で電縫溶接を行なった。
ついで、得られた電縫鋼管の電縫溶接部にオンラインで、実施例１と同じ高周波誘導加熱装置を用いて表４に示す条件で加熱したのち、実施例１と同じ冷却装置を用いて、表４に示す条件で冷却し、その後、500〜360℃の温度域での冷却速度および500〜360℃の温度域に加熱する焼戻処理より、500〜360℃の温度域での累積滞留時間を表４に示す条件となるように調整する処理を行い、製品鋼管とした。
ついで、得られた電縫鋼管の電縫溶接部にオンラインで、実施例１と同じ高周波誘導加熱装置を用いて表４に示す条件で加熱したのち、実施例１と同じ冷却装置を用いて、表４に示す条件で冷却し、その後、500〜360℃の温度域での冷却速度および500〜360℃の温度域に加熱する焼戻処理より、500〜360℃の温度域での累積滞留時間を表４に示す条件となるように調整する処理を行い、製品鋼管とした。
得られた電縫鋼管から実施例１と同様に試験片を採取し、組織観察、電縫溶接部の介在物分析、引張試験、高温引張試験、クリープ試験、を実施した。試験方法は実施例１と同様とした。
得られた結果を表５に示す。
得られた結果を表５に示す。
本発明例はいずれも、母材部、電縫溶接部ともに、面積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライトを主相とし、しかも平均粒径が10μm以下と微細な組織を有し、降伏強さ：450MPa以上の高強度と、ΔYS：60MPa未満の優れた長期耐軟化性とを有し、さらにクリープ破断強度σcreepと室温YSRTとの比、σcreep／YSRTが0.80以上と優れたクリープ破断強度をも有する電縫鋼管となっている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、少なくとも母材部、電縫溶接部のいずれかが、所望の組織を確保できず、所望の降伏強さ：450MPa以上の高強度を確保できていないか、長期耐軟化性がΔYS：60MPa未満と低下しているか、あるいはクリープ破断強度が低下している。
また、スラブ加熱温度が本発明好適範囲を高く外れる比較例（鋼管No.28）は、母材部の平均粒径が10μmを超え所望の組織を確保できず、ΔYSが60MPa以上となり長期耐軟化性が低下し、σcreep／YSRTが0.80未満とクリープ破断特性も低下している。また、スラブ加熱温度が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No. 29）は、母材部および電縫溶接部の引張強さTSが450MPa未満と所望の高強度を確保できていないうえ、長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。また、スラブ加熱時の保持時間が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No.30）は、Nb析出物が粗大なまま残存し、母材部および電縫溶接部における長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。また、未再結晶温度以下の熱間圧延率が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No. 31）は、母材部の平均粒径が10μmを超え所望の組織を確保できず、ΔYSが60MPa以上となり長期耐軟化特性が低下し、σcreep／YSRTが0.80未満とクリープ破断特性も低下している。
また、スラブ加熱温度が本発明好適範囲を高く外れる比較例（鋼管No.28）は、母材部の平均粒径が10μmを超え所望の組織を確保できず、ΔYSが60MPa以上となり長期耐軟化性が低下し、σcreep／YSRTが0.80未満とクリープ破断特性も低下している。また、スラブ加熱温度が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No. 29）は、母材部および電縫溶接部の引張強さTSが450MPa未満と所望の高強度を確保できていないうえ、長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。また、スラブ加熱時の保持時間が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No.30）は、Nb析出物が粗大なまま残存し、母材部および電縫溶接部における長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。また、未再結晶温度以下の熱間圧延率が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No. 31）は、母材部の平均粒径が10μmを超え所望の組織を確保できず、ΔYSが60MPa以上となり長期耐軟化特性が低下し、σcreep／YSRTが0.80未満とクリープ破断特性も低下している。
また、電縫溶接部の熱処理において、加熱後の冷却速度が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No. 32）は、電縫溶接部の組織が粗大化して所望の組織を確保できず、所望の降伏強さ：450MPa以上の高強度、長期耐軟化性、クリープ破断特性が低下している。電縫溶接部の熱処理において、加熱後の冷却速度が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No. 36）は、電縫溶接部の組織がベイナイト相を主相とする組織となり所望の組織を確保できず、長期耐軟化性、クリープ破断特性が低下している。
また、熱延後の冷却速度が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No.42）は、母材部の組織が粗大化し所望の組織を確保できず、長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。また、熱延後の冷却速度が本発明好適範囲を高く外れる比較例（鋼管No.46）は、母材部の組織がベイナイト相主体となり、所望の組織を確保できず、長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。
また、巻き取り後に、480〜350℃の温度域における滞留時間が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No.47）は、母材部の組織がベイナイト相主体となり、所望の組織を確保できず、長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。また、巻き取り後に、480〜350℃の温度域における滞留時間が本発明好適範囲を高く外れる比較例（鋼管No.49）は、母材部の長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。また、電縫溶接部の加熱後の冷却時の冷却速度が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No.52）は、電縫溶接部の組織が粗大化し所望の組織を確保できず、長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。また、電縫溶接部の加熱後の冷却時の冷却速度が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No.56）は、擬ポリゴナルフェライト相の分率が低下し、所望の組織を確保できず、長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。
また、電縫溶接部の加熱後の冷却時に、500〜360℃の温度域における滞留時間が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No.50）は、電縫溶接部の長期耐軟化特性が低下し、クリープ破断特性も低下している。また、電縫溶接部の加熱後の冷却時に、500〜360℃の温度域における滞留時間が本発明好適範囲を高く外れる比較例（鋼管No.51）は、電縫溶接部の長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。
また、電縫溶接部の加熱に際して、加熱温度下限が本発明好適範囲を低く外れる比較例（鋼管No.37）は、電縫溶接部の組織がポリゴナルフェライト主体となり、粗大化して所望の組織を確保できず、電縫溶接部の引張強さTSが450MPa未満となり、所望の高強度を確保できず、さらに電縫溶接部の長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。また、電縫溶接部の加熱に際して、加熱温度下限が本発明好適範囲を高く外れる比較例（鋼管No.41）は、電縫溶接部の組織が、擬ポリゴナルフェライト分率が90％を下回り、所望の電縫溶接部組織が確保できず、長期耐軟化性が低下し、クリープ破断特性も低下している。
なお、電縫溶接時に、熱延鋼帯の幅端部（突合せ部の端面）にテーパ服先を付与した鋼管No.40（本発明例）、あるいは雰囲気制御を行った鋼管No.39（本発明例）はいずれも、テーパ開先の付与を行わなかった鋼管、あるいは大気雰囲気中で行った鋼管に比較して、電縫溶接部における、円相当径５μｍ以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計が20質量ppm以下と低く、ΔYSが30MPa未満となり、特に優れた長期耐軟化性を有している。
Claims (8)
- 高強度電縫鋼管であって、質量％で、
Ｃ：0.025〜0.084％、 Si：0.10〜0.30％、
Mn：0.70〜1.90％、 Ｐ：0.018％以下、
Ｓ：0.0029％以下、 Al：0.01〜0.10％、
Nb：0.001〜0.070％、 Ｖ：0.001〜0.065％、
Ti：0.001〜0.033％、 Ca：0.0001〜0.0035％、
Ｎ：0.0050％以下、 Ｏ：0.0030％以下
を含み、かつ下記（１）式で定義されるＰcmが0.20以下を満足するように含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が10μm以下である母材部組織と、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が10μm以下である電縫溶接部組織とからなる組織と、を有し、降伏強さYS：450MPa以上で、中温域の長期耐軟化性に優れることを特徴とする高強度電縫鋼管。
記
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ‥‥（１）
ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜0.350％、Ni：0.001〜0.350％、Mo：0.001〜0.350％、Cr：0.001〜0.350％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を特徴とする請求項１に記載の高強度電縫鋼管。
- 前記電縫溶接部に存在する、円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの含有量合計が49質量ppm以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度電縫鋼管。
- 熱延鋼帯を、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行なって、電縫溶接部を有する電縫鋼管としついで、該電縫鋼管にオンラインでの熱処理を施す電縫鋼管の製造方法であって、前記熱延鋼帯を、質量％で、
Ｃ：0.025〜0.084％、 Si：0.10〜0.30％、
Mn：0.70〜1.90％、 Ｐ：0.018％以下、
Ｓ：0.0029％以下、 Al：0.01〜0.10％、
Nb：0.001〜0.070％、 Ｖ：0.001〜0.065％、
Ti：0.001〜0.033％、 Ca：0.0001〜0.0035％、
Ｎ：0.0050％以下、 Ｏ：0.0030％以下
を含み、かつ下記（１）式で定義されるＰcmが0.20以下を満足するように含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、加熱温度：1200℃超1280℃以下で90min以上加熱均熱し、未再結晶温度域での熱間圧延率：20％以上、仕上圧延終了温度：750℃以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、板厚中央部温度で780〜620℃の温度域での平均冷却速度が7〜299℃／ｓの範囲となる冷却を620℃以下の冷却停止温度まで施し、巻取温度：595〜475℃で巻取り、ついで、480〜350℃の温度域における累積滞留時間が２〜20ｈとなるように調整した熱履歴を施されてなる熱延鋼帯とし、前記オンラインでの熱処理を、前記電縫溶接部近傍の肉厚全厚を800℃〜1150℃の範囲内の温度に加熱したのち、肉厚中央部温度で780℃〜620℃の温度域での平均冷却速度が７〜299℃／ｓの範囲となる冷却を620℃以下の冷却停止温度まで施し、さらに500〜360℃の温度域での累積滞留時間が2〜200ｓとなるように調整された熱履歴を施す処理とすることによって、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が10μm以下である母材部組織と、体積率で90％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が10μm以下である電縫溶接部組織とからなる組織を得ることを特徴とする降伏強さYS：450MPa以上で、中温域の長期耐軟化性に優れた高強度電縫鋼管の製造方法。
記
Ｐcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋Ｖ/10＋5Ｂ‥‥（１）
ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.001〜0.350％、Ni：0.001〜0.350％、Mo：0.001〜0.350％、Cr：0.001〜0.350％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を特徴とする請求項４に記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
- 前記ロール成形のフィンパス成形において、前記熱延鋼帯の幅方向両端面に、テーパー開始位置と管外面となる表面あるいは管内面となる表面との熱延鋼帯板厚方向の距離が熱延鋼帯板厚の2〜80％となるテーパー開先を付与することを特徴とする請求項４または５に記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
- 前記電縫溶接が、酸素分圧を大気中の酸素分圧に比べて低減した雰囲気中で行うことを特徴とする請求項４ないし６のいずれかに記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
- 前記電縫溶接部に存在する、円相当径５μm以上の介在物中に含まれるSi、Mn、Al、Caの含有量合計が49質量ppm以下であることを特徴とする請求項４ないし７のいずれかに記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
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