JP5534111B2 - 優れた低温靭性を有する高強度厚肉電縫鋼管及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高強度厚肉電縫鋼管（high-strength thick-walled electric resistance welded steel pipe）に係り、とくに電縫溶接部の信頼性向上に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さYS：400MPa以上である場合をいい、「厚肉」とは、肉厚：16〜32mmである場合をいうものとする。
従来から、電縫鋼管は、石油、天然ガス等の採掘用、輸送用等として用いられてきた。しかし、電縫溶接部の靭性が低いことから、信頼性が低く、その使途は、低温靭性、耐水素誘起割れ性（Hydrogen Induced Cracking、以下HICともいう）の要求スペックが厳しくない箇所に限定されるという問題があった。
このような問題に対し、例えば、特許文献１には、所定の組成を有する素材鋼板を電縫溶接し、その後電縫溶接部を790℃〜1050℃で５秒以上加熱し、770℃〜890℃の温度から30℃／ｓ〜150℃／ｓの冷却速度で急冷し、電縫溶接部を微細アシキュラーフェライト(fine acicular ferrite)組織にする低温靭性の優れた高張力電縫鋼管の製造方法が記載されている。しかし、特許文献１に記載された技術で使用する鋼板の板厚は8.0mm程度と薄肉であり、しかも得られた電縫鋼管の溶接部靭性は、破面遷移温度(fracture appearance transition temperature)で高々−40℃程度までと靭性改善の程度が少ないという問題があった。 また、特許文献２には、所定の組成を有する素材鋼板を電縫溶接し、その後、電縫溶接部を790℃〜1050℃で５秒以上加熱し、750℃〜950℃の温度から30℃／ｓ〜150℃／ｓの冷却速度で急冷し、電縫溶接部を微細アシキュラーフェライト組織にした後、400〜700℃で１分以内加熱してストレスリリーフ処理(stress relief heat treatment)を行う低温靭性に優れた高張力電縫鋼管の製造方法が記載されている。
また、特許文献３には、所定の組成を有いる鋼板を電縫溶接し、その後、電縫溶接部を850℃〜1000℃に加熱した後、Ar3変態点以上から30℃／ｓ超〜100℃／ｓの冷却速度で、冷却停止温度：（Ar1変態点−50℃）〜（Ar1変態点−100℃）まで急速冷却した後、弱冷却する低温靭性に優れた高張力電縫鋼管の製造方法が記載されている。
しかしながら、特許文献２に記載された技術を、20mmを超える厚肉電縫鋼管に適用するには、加熱、ストレスリリーフ（応力除去）処理を行うための長大な加熱炉を必要とし、経済性に問題を残していた。また、特許文献３に記載された技術を20mmを超える厚肉電縫鋼管に適用するに際し、加熱を外面からの加熱とすると、中心部温度までを850℃〜1000℃の範囲に加熱調整することが難しいという問題があった。
本発明は、このような従来技術の問題を解決し、低温靭性に優れた、さらには耐HIC性にも優れた高強度厚肉電縫鋼管を提供することを目的とする。なお、ここでいう「低温靭性に優れた」とは、母材部および電縫溶接部がともに、JIS Z 2242の規定に準拠したシャルピー衝撃試験で試験温度：−50℃における円周方向の吸収エネルギーvＥ−50が150J以上である場合をいう。また「耐HIC性に優れた」とは、母材部および電縫溶接部がともに、NACE TM0284に規定される、NACE Solution A溶液（0.5％CH3COOH＋5％NaCl＋飽和H2S）中に96ｈ間浸漬した後に、割れ面積率CAR（Crack Area Ratio）が５％以下である場合をいう。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、とくに肉厚：16mmを越える厚肉電縫鋼管の母材部および電縫溶接部の低温靭性および耐HIC特性に及ぼす、ミクロ組織と酸化物（介在物）の影響について、系統的に鋭意研究した。その結果、使用する鋼板の組成および熱延条件と、さらに電縫溶接後の熱処理方法を関連させて、特定の範囲に制御することにより、電縫鋼管の母材部および電縫溶接部の低温靭性と耐HIC特性をともに向上させることができ、電縫溶接部の信頼性がとくに向上した電縫鋼管を製造できることを見出した。
まず、本発明者らが行った、本発明の基礎になった、電縫溶接部の信頼性向上についての実験結果について説明する。
質量％で、0.01〜0.20％Ｃ−0.01〜1.00％Si−0.50〜3.00％Mn−0.001〜0.100％Al−0〜0.150％Nb−0〜0.150％Ｖ−0〜0.150％Ti−0〜0.0050％Ca−0.005〜0.0100％Ｎを含有する組成の肉厚：16〜32mmの厚肉電縫鋼管（外径660.4mmφ）を用意した。
つぎに、これら用意された電縫鋼管の電縫溶接部に、誘導加熱装置(induction heating apparatus)を用いて、加熱温度、加熱後の冷却を種々変化させた熱処理（電縫溶接後熱処理）を施した。後熱処理後の電縫溶接部から試験片を採取し、衝撃試験、HIC試験、介在物量測定試験を実施した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）衝撃試験
電縫溶接部から、JIS Z 2242の規定に準拠して、ノッチ部が電縫溶接部の中央部に一致するように、円周方向にＶノッチシャルピー試験片（10mm厚）を採取し、試験温度：−50℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvＥ−50を求めた。なお、試験本数は各３本とした。
電縫溶接部から、JIS Z 2242の規定に準拠して、ノッチ部が電縫溶接部の中央部に一致するように、円周方向にＶノッチシャルピー試験片（10mm厚）を採取し、試験温度：−50℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvＥ−50を求めた。なお、試験本数は各３本とした。
（２）HIC試験
電縫溶接部から、浸漬試験片（大きさ：厚さ10mm×幅20mm×長さ160mm）を採取し、NACE TM0284に規定されるNACE Solution A溶液（0.5％CH3COOH＋5％NaCl＋飽和H2S）中に96ｈ間浸漬した。浸漬後、超音波探傷法にて、各試験片の割れ面積率CARを求めた。
電縫溶接部から、浸漬試験片（大きさ：厚さ10mm×幅20mm×長さ160mm）を採取し、NACE TM0284に規定されるNACE Solution A溶液（0.5％CH3COOH＋5％NaCl＋飽和H2S）中に96ｈ間浸漬した。浸漬後、超音波探傷法にて、各試験片の割れ面積率CARを求めた。
（３）介在物量測定試験
電縫溶接部から、電縫溶接部中央を中心として、板状サンプル（大きさ：幅２mm×厚さ：管肉厚×長さ：管肉厚）を切出し、10％ＡＡ電解液中で電解抽出を行った。電解抽出後、穴径２μmのフィルターメッシュを用いて、介在物（円相当径２μm以上）を抽出し、アルカリ融解したのち、ICP（Inductively Coupled Plasma）分析により、含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの含有量を測定し、その合計量を求めた。得られた円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量を、電縫溶接部に存在する介在物量とした。
電縫溶接部から、電縫溶接部中央を中心として、板状サンプル（大きさ：幅２mm×厚さ：管肉厚×長さ：管肉厚）を切出し、10％ＡＡ電解液中で電解抽出を行った。電解抽出後、穴径２μmのフィルターメッシュを用いて、介在物（円相当径２μm以上）を抽出し、アルカリ融解したのち、ICP（Inductively Coupled Plasma）分析により、含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの含有量を測定し、その合計量を求めた。得られた円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量を、電縫溶接部に存在する介在物量とした。
得られた結果を、熱処理の加熱温度と加熱後の冷却速度との関係で、図１、図２に示す。図１はvＥ−50、図２はCAR についてである。なお、加熱後の冷却速度は、肉厚中心部温度で、780〜630℃間の平均冷却速度を用いた。
図１、２から、電縫溶接部の加熱温度が800〜1150℃の範囲で、かつ加熱後の冷却速度が780〜630℃間の平均で７〜49℃／ｓの範囲である場合に、vＥ−50が150Ｊ以上と、優れた電縫溶接部靭性を示し、CARが5％以下と、優れた耐HIC性を示すことがわかる。
図１、２から、電縫溶接部の加熱温度が800〜1150℃の範囲で、かつ加熱後の冷却速度が780〜630℃間の平均で７〜49℃／ｓの範囲である場合に、vＥ−50が150Ｊ以上と、優れた電縫溶接部靭性を示し、CARが5％以下と、優れた耐HIC性を示すことがわかる。
このようなことから、電縫溶接後に、電縫溶接部に上記した条件範囲の熱処理を施せば、優れた低温靭性および優れた耐HIC性を兼備する電縫溶接部となることを知見した。
また、得られた結果から、vＥ−50、CARと、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量との関係で図３に示す。
また、得られた結果から、vＥ−50、CARと、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量との関係で図３に示す。
図３から、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が89質量ppmを超えると、電縫溶接部のvＥ−50、が低下し、CARが増加し、靭性および耐HIC性がともに低下することがわかる。
すなわち、電縫溶接部に存在する、特性に影響を及ぼす介在物の代表として円相当径２μm以上の介在物に着目し、電縫溶接部に存在する円相当径２μm以上の介在物量が所定値を超えると、電縫溶接部の靭性、耐HIC性が顕著に低下することを知見した。本発明は、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、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.025〜0.084％、Si：0.10〜0.30％、Mn：0.70〜1.80％、Ｐ：0.001〜0.018％、Ｓ：0.0001〜0.0029％、Al：0.01〜0.10％、Nb：0.001〜0.065％、Ｖ：0.001〜0.065％、Ti：0.001〜0.033％、Ca：0.0001〜0.0035％、N：0.0050％以下、 O：0.0030％以下を含有する。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以下を満足し、残部Fe及び不可避的不純物よりなる組成を有する。さらに母材部および電縫溶接部がともに、粒径：10μm以下の擬ポリゴナルフェライトを面積率：90％以上有する組織を有し、降伏強さYS：400MPa以上で、シャルピー衝撃試験の−50℃における吸収エネルギーvＥ−50：150Ｊ以上の高靭性を有することを特徴とする耐HIC性に優れた高強度厚肉電縫鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0030％以下を含有することを特徴とする高強度厚肉電縫鋼管。
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以下を満足し、残部Fe及び不可避的不純物よりなる組成を有する。さらに母材部および電縫溶接部がともに、粒径：10μm以下の擬ポリゴナルフェライトを面積率：90％以上有する組織を有し、降伏強さYS：400MPa以上で、シャルピー衝撃試験の−50℃における吸収エネルギーvＥ−50：150Ｊ以上の高靭性を有することを特徴とする耐HIC性に優れた高強度厚肉電縫鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0030％以下を含有することを特徴とする高強度厚肉電縫鋼管。
（３）（１）または（２）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：0.001〜0.700％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厚肉電縫鋼管。
（４）（１）ないし（３）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２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が、質量％で0.0089％以下であることを特徴とする高強度厚肉電縫鋼管。
（４）（１）ないし（３）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２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が、質量％で0.0089％以下であることを特徴とする高強度厚肉電縫鋼管。
（５）鋼素材を、加熱し、熱間圧延を施したのち、冷却し巻取り熱延鋼帯とする熱延工程と、該熱延工程を経た前記熱延鋼帯に、冷間で連続的にロール成形を施しほぼ円形断面の管状成形体としたのち、該管状成形体の円周方向端部同士を突合せて電縫溶接し電縫鋼管とする造管工程と、を施す電縫鋼管の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.025〜0.084％、Si：0.10〜0.30％、Mn：0.70〜1.80％、Ｐ：0.001〜0.018％、Ｓ：0.0001〜0.0029％、Al：0.01〜0.10％、Nb：0.001〜0.065％、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以下を満足し、残部Fe及び不可避的不純物よりなる組成を有する鋼素材とし、前記熱延工程が、前記鋼素材を、加熱温度：1200〜1280℃の温度範囲の温度に加熱し、90min以上保持したのち、未再結晶オーステナイト域での熱間圧延率を20％以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後に、板厚中央部温度で780℃〜630℃の範囲の平均で、7〜49℃／ｓの冷却速度で冷却停止温度：630℃以下まで冷却し、巻取温度：400℃以上600℃未満で巻取り、熱延鋼帯とする工程であり、前記造管工程後に、オンラインで前記電縫鋼管の電縫溶接部を、肉厚全厚が800℃〜1150℃の範囲内となるように加熱したのち、肉厚中央部温度で780℃〜630℃の範囲の平均で７〜49℃／ｓの冷却速度で630℃以下の冷却停止温度まで冷却し、その後放冷する熱処理を施し、母材部および電縫溶接部がともに、降伏強さYS：400MPa以上で、シャルピー衝撃試験の−50℃における吸収エネルギーvＥ−50：150Ｊ以上の高靭性を有することを特徴とする耐HIC性に優れた高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
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以下を満足し、残部Fe及び不可避的不純物よりなる組成を有する鋼素材とし、前記熱延工程が、前記鋼素材を、加熱温度：1200〜1280℃の温度範囲の温度に加熱し、90min以上保持したのち、未再結晶オーステナイト域での熱間圧延率を20％以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後に、板厚中央部温度で780℃〜630℃の範囲の平均で、7〜49℃／ｓの冷却速度で冷却停止温度：630℃以下まで冷却し、巻取温度：400℃以上600℃未満で巻取り、熱延鋼帯とする工程であり、前記造管工程後に、オンラインで前記電縫鋼管の電縫溶接部を、肉厚全厚が800℃〜1150℃の範囲内となるように加熱したのち、肉厚中央部温度で780℃〜630℃の範囲の平均で７〜49℃／ｓの冷却速度で630℃以下の冷却停止温度まで冷却し、その後放冷する熱処理を施し、母材部および電縫溶接部がともに、降伏強さYS：400MPa以上で、シャルピー衝撃試験の−50℃における吸収エネルギーvＥ−50：150Ｊ以上の高靭性を有することを特徴とする耐HIC性に優れた高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
（６）（５）において、前記造管工程における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端面にテーパー開先を付与するにあたり、該テーパー開先の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鋼帯肉厚方向の距離を熱延鋼帯肉厚の2〜60％とすることを特徴とする高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記造管工程における前記電縫溶接の雰囲気酸素分圧を、次（２）式
foxy＝Mn＋10（Si＋Cr）＋100Al＋1000Ca ‥‥（２）
（ここで、Mn、Si、Cr、Al、Ca：各元素の含有量（質量％））
で定義される溶鋼の易酸化度foxyに関連して900／foxy 質量ppm以下に調整することを特徴とする高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
foxy＝Mn＋10（Si＋Cr）＋100Al＋1000Ca ‥‥（２）
（ここで、Mn、Si、Cr、Al、Ca：各元素の含有量（質量％））
で定義される溶鋼の易酸化度foxyに関連して900／foxy 質量ppm以下に調整することを特徴とする高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0030％以下を含有することを特徴とする高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
（９）（５）ないし（８）のいずれかにおいて、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：0.001〜0.700％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厚肉電縫鋼管の製造方法。
（１０）（５）ないし（９）のいずれかにおいて、前記熱処理における冷却を、前記電縫溶接部上方に水量密度：１m3／m2min以上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搬送方向に少なくとも複数列配設し、前記ノズルから前記棒状冷却水を１m／s以上の速度で噴射する冷却とすることを特徴とする高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
（１１）（１０）において、前記複数列配設された前記冷却ヘッダーは、冷却水の注水が各々個別に制御可能に配設されることを特徴とする高強度厚肉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がともに、低温靭性に優れた、さらには耐HIC性にも優れた高強度厚肉電縫鋼管を容易に、しかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度厚肉電縫鋼管は、電縫溶接部の低温靭性、耐HIC性がともに優れ、電縫溶接部の信頼性が向上し、優れた低温靭性、耐HIC性が要求される使途にも、安定して適用できるという効果もある。
本発明になる高強度厚肉電縫鋼管は、肉厚：16〜32mmの厚肉で、母材部および電縫溶接部がともに、降伏強さYS：400MPa以上の高強度と、試験温度：−50℃における円周方向のシャルピー衝撃試験吸収エネルギーvＥ−50：150J以上の優れた低温靭性を有する。かつNACE Solution A溶液中に96ｈ間浸漬した後に、割れ面積率CAR（Crack Area Ratio）が５％以下である耐HIC性にも優れた電縫鋼管である。
まず、本発明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(perlite)、擬似パーライト(quasi-perlite)、セメンタイト(cementite)、ベイナイト(bainite)、マルテンサイト(martensite)など硬質相を形成し、鋼管の強度を増加させる作用を有する。また、Ｃは、電縫溶接時に、凝固点降下、気相中O2とのCO形成反応などを介して、電縫溶接部の酸化物形成に影響を及ぼす。このような効果を確保するためには、0.025％以上の含有を必要とする。Ｃが0.025％未満では、所望の降伏強さYS：400MPa以上を確保できなくなる。一方、Ｃが0.084％を超えて多量に含有すると、電縫溶接部および母材部の硬質相の分率が10％を超え、低温靭性が低下し、−50℃におけるシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが150Jを下回る。それとともに、NACE TM0284に規定されるNACE Solution A溶液中に96ｈ間浸漬した後の割れ面積率CARが５％を超えて耐HIC性が低下する。このようなことから、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。
Ｃは、パーライト(perlite)、擬似パーライト(quasi-perlite)、セメンタイト(cementite)、ベイナイト(bainite)、マルテンサイト(martensite)など硬質相を形成し、鋼管の強度を増加させる作用を有する。また、Ｃは、電縫溶接時に、凝固点降下、気相中O2とのCO形成反応などを介して、電縫溶接部の酸化物形成に影響を及ぼす。このような効果を確保するためには、0.025％以上の含有を必要とする。Ｃが0.025％未満では、所望の降伏強さYS：400MPa以上を確保できなくなる。一方、Ｃが0.084％を超えて多量に含有すると、電縫溶接部および母材部の硬質相の分率が10％を超え、低温靭性が低下し、−50℃におけるシャルピー衝撃試験吸収エネルギーが150Jを下回る。それとともに、NACE TM0284に規定されるNACE Solution A溶液中に96ｈ間浸漬した後の割れ面積率CARが５％を超えて耐HIC性が低下する。このようなことから、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。
Si：0.10〜0.30％
Siは、固溶強化により電縫鋼管の強度を増加させる作用を有する。またSiは、FeよりもＯとの親和力が強く、電縫溶接部において、Mn酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。Si含有量が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２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Alの合計が89質量ppmを超え、靭性が低下するとともに、耐HIC性も低下する。このようなことから、Siは0.10％以上に限定した。
Siは、固溶強化により電縫鋼管の強度を増加させる作用を有する。またSiは、FeよりもＯとの親和力が強く、電縫溶接部において、Mn酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。Si含有量が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２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Alの合計が89質量ppmを超え、靭性が低下するとともに、耐HIC性も低下する。このようなことから、Siは0.10％以上に限定した。
一方、Si含有量が0.30％を超えると共晶酸化物中のSi濃度が増加し、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物として電縫部に残存し易くなる。２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Alの合計が89質量ppmを超えるとともに、酸化物の絶対量が増加し、靭性が低下するとともに耐HIC性が低下する。このようなことから、Siは0.30％以下に限定した。なお、好ましくは0.15〜0.25％である。
Mn：0.70〜1.80％
Mnは、固溶強化と変態組織強化により、電縫鋼管の強度を増加させる作用を有する。また、Mnは、FeよりもOとの親和力が強く、電縫溶接部においては、Si酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。Mn含有量が0.70％未満では、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。このため、電縫溶接部に存在する２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Alの合計が89質量ppmを超えて、靭性が低下するとともに、耐HIC性が低下する。さらに、Mn含有量が0.70％未満では、母材部および電縫溶接部の組織が、粒径dα：10μm超えの粗大なポリゴナルフェライトとなるため、靭性が低下する。このようなことから、Mnは0.70％以上に限定した。
Mnは、固溶強化と変態組織強化により、電縫鋼管の強度を増加させる作用を有する。また、Mnは、FeよりもOとの親和力が強く、電縫溶接部においては、Si酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。Mn含有量が0.70％未満では、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。このため、電縫溶接部に存在する２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Alの合計が89質量ppmを超えて、靭性が低下するとともに、耐HIC性が低下する。さらに、Mn含有量が0.70％未満では、母材部および電縫溶接部の組織が、粒径dα：10μm超えの粗大なポリゴナルフェライトとなるため、靭性が低下する。このようなことから、Mnは0.70％以上に限定した。
一方、Mn含有量が1.80％を超えて多量に含有すると、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、酸化物として電縫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２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Alの合計が89質量ppmを超えるとともに、酸化物としての絶対量が増加する。また、Mn含有量が1.80％を超えると、母材部および電縫溶接部の硬質相分率が増加し、面積率で10％を超えるようになる。このため、靭性が低下し、耐HIC性も低下する。このようなことから、Mnは0.70〜1.80％に限定した。なお、好ましくは0.85〜1.65％である。
Ｐ：0.001〜0.018％
Ｐは、強度増加に寄与する元素であるが、粒界等に偏析して靭性を低下させる。また、Ｐは、Mnと共偏析し、母材部および電縫溶接部の耐HIC性を低下させる。このため、Ｐはできるだけ低減することが望ましいが、極端な低減は、精錬コストの高騰を招く。また、0.018％を超えて含有すると、上記した靭性、耐HIC性の低下が著しくなる。このため、Ｐは0.001〜0.018％に限定した。なお、好ましくは0.013％以下である。
Ｐは、強度増加に寄与する元素であるが、粒界等に偏析して靭性を低下させる。また、Ｐは、Mnと共偏析し、母材部および電縫溶接部の耐HIC性を低下させる。このため、Ｐはできるだけ低減することが望ましいが、極端な低減は、精錬コストの高騰を招く。また、0.018％を超えて含有すると、上記した靭性、耐HIC性の低下が著しくなる。このため、Ｐは0.001〜0.018％に限定した。なお、好ましくは0.013％以下である。
Ｓ：0.0001〜0.0029％
Ｓは、電縫溶接部および母材部にMnSとして析出し、靭性、耐HIC性を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、過度の低減は精錬コストの高騰を招く。一方、0.0029％を超えて含有すると、靭性、耐HIC性の低下が著しくなる。このため、Ｓは0.0001〜0.0029％に限定した。なお、好ましくは0.0001〜0.0019％である。
Ｓは、電縫溶接部および母材部にMnSとして析出し、靭性、耐HIC性を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、過度の低減は精錬コストの高騰を招く。一方、0.0029％を超えて含有すると、靭性、耐HIC性の低下が著しくなる。このため、Ｓは0.0001〜0.0029％に限定した。なお、好ましくは0.0001〜0.0019％である。
Al：0.01〜0.10％
Alは、製鋼段階での脱酸剤として作用する元素である。また、Alは、オーステナイト中にAlNとして析出し、オーステナイト加熱時の粒成長を抑制し、鋼の低温靭性を向上させる作用を有する。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。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て、電縫溶接部に存在する円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Alの合計が89ppmを超える。このため、靭性、耐HIC性が低下する。
Alは、製鋼段階での脱酸剤として作用する元素である。また、Alは、オーステナイト中にAlNとして析出し、オーステナイト加熱時の粒成長を抑制し、鋼の低温靭性を向上させる作用を有する。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。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て、電縫溶接部に存在する円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Alの合計が89ppmを超える。このため、靭性、耐HIC性が低下する。
一方、Alを0.10％を超えて含有すると、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。電縫溶接部に存在する、円相当径2μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Alの合計が89ppmを超える。このため、靭性、耐HIC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0.03〜0.08％である。
Nb：0.001〜0.065％
Nbは、主として炭化物として析出し、電縫鋼管の強度を増加する作用を有する。このような効果を得るためには0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.065％を超えて多量の含有は、未固溶の大型Nb炭窒化物が残存し、そのため、靭性、および耐HIC性が低下する。このため、Nb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。
Nbは、主として炭化物として析出し、電縫鋼管の強度を増加する作用を有する。このような効果を得るためには0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.065％を超えて多量の含有は、未固溶の大型Nb炭窒化物が残存し、そのため、靭性、および耐HIC性が低下する。このため、Nb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：0.001〜0.065％
Ｖは、Nbと同様、主として炭化物として析出し、電縫鋼管の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％以上の含有を必要とする。一方、0.065％を超えて多量に含有すると、未固溶の大型Ｖ炭窒化物が残存し、そのため、靭性、耐HIC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、主として炭化物として析出し、電縫鋼管の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％以上の含有を必要とする。一方、0.065％を超えて多量に含有すると、未固溶の大型Ｖ炭窒化物が残存し、そのため、靭性、耐HIC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、主として炭化物として析出し、電縫鋼管の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％以上の含有を必要とする。一方、0.033％を超えて多量に含有すると、未固溶の大型Ti炭窒化物が残存し、そのため、靭性、耐HIC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、主として炭化物として析出し、電縫鋼管の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％以上の含有を必要とする。一方、0.033％を超えて多量に含有すると、未固溶の大型Ti炭窒化物が残存し、そのため、靭性、耐HIC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する元素であり、電縫溶接部近傍の靭性や耐HIC性を向上させる。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％を超えて含有すると、CaがＯとの親和力が強いため、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２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計が89質量ppmを超えるとともに、酸化物としての絶対量が増える。このため、靭性、耐HIC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する元素であり、電縫溶接部近傍の靭性や耐HIC性を向上させる。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％を超えて含有すると、CaがＯとの親和力が強いため、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２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計が89質量ppmを超えるとともに、酸化物としての絶対量が増える。このため、靭性、耐HIC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、電縫溶接部および母材部においては、Ti（N,C）として析出するか、固溶Ｎとして残存し、靭性、耐HIC性を低下させる。このため、Ｎはできるだけ低減することが望ましいが、過度の低減は精錬コストを高騰させるため、0.0001％以上に限定することが望ましい。一方、0.0050％を超えると、上記した靭性、耐HIC性の低下が著しくなる。このため、Ｎは0.0050％以下に限定した。なお、好ましくは0.0001〜0.0040％である。
Ｎは、電縫溶接部および母材部においては、Ti（N,C）として析出するか、固溶Ｎとして残存し、靭性、耐HIC性を低下させる。このため、Ｎはできるだけ低減することが望ましいが、過度の低減は精錬コストを高騰させるため、0.0001％以上に限定することが望ましい。一方、0.0050％を超えると、上記した靭性、耐HIC性の低下が著しくなる。このため、Ｎは0.0050％以下に限定した。なお、好ましくは0.0001〜0.0040％である。
Ｏ：0.0030％以下
Ｏは、電縫溶接部および母材部では、酸化物系介在物として残存し、靭性、耐HIC性を低下させる。このため、できるだけ低減することが望ましい。Ｏが0.0030％を超えると、靭性、耐HIC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。なお、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、0.0001％以上とすることが好ましい。なお、好ましくは0.0020％以下である。
Ｏは、電縫溶接部および母材部では、酸化物系介在物として残存し、靭性、耐HIC性を低下させる。このため、できるだけ低減することが望ましい。Ｏが0.0030％を超えると、靭性、耐HIC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。なお、過度の低減は精錬コストの高騰を招くため、0.0001％以上とすることが好ましい。なお、好ましくは0.0020％以下である。
上記した組成が基本の組成であるが、本発明では、基本の組成に加えて、さらに、Ｂ：0.0030％以下、および／または、Cu：0.001〜0.350％、Ni：0.001〜0.350％、Mo：0.001〜0.350％、Cr：0.001〜0.700％のうちから選ばれた１種または２種以上、を必要に応じて選択して含有してもよい。
Ｂ：0.0030％以下
Ｂは、焼入れ性向上を介して電縫鋼管の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには0.0001％以上含有することが望ましい。しかし、0.0030％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。このため、含有する場合には、Ｂは0.0030％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0020％以下である。
Ｂは、焼入れ性向上を介して電縫鋼管の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには0.0001％以上含有することが望ましい。しかし、0.0030％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。このため、含有する場合には、Ｂは0.0030％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0020％以下である。
Cu：0.001〜0.350％、Ni：0.001〜0.350％、Mo：0.001〜0.350％、Cr：0.001〜0.700％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Mo、Crはいずれも、厚肉電縫鋼管の母材部および電縫溶接部の強度増加と粗大なポリゴナルフェライトの形成抑制に寄与する元素であり、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、Ni、Mo、Crはいずれも、厚肉電縫鋼管の母材部および電縫溶接部の強度増加と粗大なポリゴナルフェライトの形成抑制に寄与する元素であり、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は、厚肉電縫鋼管の母材部および電縫溶接部の焼入れ性向上を介して、所望の高強度を確保し、粒径ｄα：10μm超えの粗大なポリゴナルフェライトの形成を抑制する作用を有する。また、さらにCuは電縫鋼管の耐HIC性を向上させる作用を有する。このような効果を確保するために0.001％以上含有することが好ましい。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。このため、含有する場合には、Cuは0.001〜0.350％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.290％である。
Niは、Cuと同様に、厚肉電縫鋼管の母材部および電縫溶接部の焼入れ性向上を介し、所望の高強度を確保し、粒径ｄα：10μm超えの粗大なポリゴナルフェライトの形成を抑制する作用を有する。また、さらにNiは電縫鋼管の耐HIC性を向上させる作用を有する。このような効果を確保するためには、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。このため、含有する場合には、Niは0.001〜0.350％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.290％である。
Moは、Ni、Cuと同様に、厚肉電縫鋼管の母材部および電縫溶接部の焼入れ性向上を介して、所望の高強度を確保し、粒径ｄα：10μm超えの粗大なポリゴナルフェライトの形成を抑制する作用を有する。また、さらにMoは電縫鋼管の耐HIC性を向上させる作用を有する。このような効果を確保するためには、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。このため、含有する場合には、Moは0.001〜0.350％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.290％である。
Crは、Mnと同様、変態組織強化を介して、電縫鋼管の強度増加に寄与し、所望の高強度の確保と、粗大なポリゴナルフェライトの形成を抑制する作用を有する。このような効果を確保するためには0.001％以上含有することが好ましい。また、Crは、FeよりもＯとの親和力が強く，酸化物を形成する傾向が強く、0.700％を超える含有は、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るため、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。このため、酸化物としての絶対量が増え、電縫溶接部に存在する円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Crの合計が89質量ppmを超える。このため、靭性、耐HIC性が低下する。このようなことから、含有する場合には、Crは0.001〜0.700％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.01〜0.700％である。さらに好ましくは、0.02〜0.290％である。
本発明では、上記した成分を上記した範囲で、かつ次式
Pcm＝Ｃ＋Si／30＋Mn／20＋Cu／20＋Ni／60＋Cr／20＋Mo／15＋Ｖ／10＋5Ｂ
（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する。なお、上記した元素のうち、含有しない元素は零として計算するものとする。
Pcm＝Ｃ＋Si／30＋Mn／20＋Cu／20＋Ni／60＋Cr／20＋Mo／15＋Ｖ／10＋5Ｂ
（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する。なお、上記した元素のうち、含有しない元素は零として計算するものとする。
Pcmは、電縫溶接部の急速冷却後の組織形成に関連するパラメータであり、Pcmが0.20以下を満足すれば、電縫溶接部の組織を、粒径：10μm以下の擬ポリゴナルフェライトが面積率：90％以上である組織とすることができる。Pcmが0.20を超えて大きくなると、電縫溶接部における擬ポリゴナルフェライトの組織分率が面積率で90％未満となり、靭性が低下する。Pcmの下限についてはとくに限定する必要はないが、降伏強さYS：400MPa以上を安定して確保できる0.070以上とすることが好ましい。
つぎに、本発明高強度厚肉電縫鋼管の組織限定理由について説明する。
本発明高強度厚肉電縫鋼管は、母材部および電縫溶接部がともに、粒径：10μm以下の擬ポリゴナルフェライトを面積率：90％以上有する組織を有する。
なお、ここで「擬ポリゴナルフェライト」とは、「鋼のベイナイト写真集−１」（社団法人日本鉄鋼協会基礎共同研究会 ベイナイト調査研究部会編：「鋼のベイナイト写真集−１」、第４頁、1992.6.29発行、発行元：社団法人日本鉄鋼協会）に記載された「Quasi-polygonal ferrite」（αｑ）である。αｑは、非定形で、polygonal ferrite αpより低温で、変態前のオーステナイト粒界を超えて形成され、変態歪の大部分が回復した組織である。
本発明高強度厚肉電縫鋼管は、母材部および電縫溶接部がともに、粒径：10μm以下の擬ポリゴナルフェライトを面積率：90％以上有する組織を有する。
なお、ここで「擬ポリゴナルフェライト」とは、「鋼のベイナイト写真集−１」（社団法人日本鉄鋼協会基礎共同研究会 ベイナイト調査研究部会編：「鋼のベイナイト写真集−１」、第４頁、1992.6.29発行、発行元：社団法人日本鉄鋼協会）に記載された「Quasi-polygonal ferrite」（αｑ）である。αｑは、非定形で、polygonal ferrite αpより低温で、変態前のオーステナイト粒界を超えて形成され、変態歪の大部分が回復した組織である。
擬ポリゴナルフェライトが面積率で90％未満では、粗大なポリゴナルフェライトが増加し所望の高強度、高靭性が期待できないか、あるいはベイナイトが増加して強度が高くなりすぎて、所望の高靭性が得られない。このため、擬ポリゴナルフェライトの分率を面積率で90％以上に限定した。なお、好ましくは92％以上である。また、擬ポリゴナルフェライトの粒径ｄαが10μmを超えて粗大化すると、所望の高強度、高靭性を確保できなくなる。このようなことから、擬ポリゴナルフェライトの粒径ｄαを10μm以下に限定した。なお、粒径は、JIS G 0551(2005)の規定に準拠した切断法を用いて測定するものとする。
また、擬ポリゴナルフェライト以外の第二相は、合計で面積率で10％未満の、パーライト、擬似パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイト等が許容される。
なお、本発明電縫鋼管の電縫溶接部では、電縫溶接部に存在する、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が、0.0089％以下とすることが好ましい。なお、合計量は、上記した元素のうち、含有しない元素がある場合には当該元素を零として算出するものとする。円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量は、特性に影響を及ぼす介在物量を意味し、合計量が多いほど介在物量が多いことになる。
なお、本発明電縫鋼管の電縫溶接部では、電縫溶接部に存在する、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が、0.0089％以下とすることが好ましい。なお、合計量は、上記した元素のうち、含有しない元素がある場合には当該元素を零として算出するものとする。円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量は、特性に影響を及ぼす介在物量を意味し、合計量が多いほど介在物量が多いことになる。
電縫溶接部に存在する介在物（酸化物）のうち、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が89質量ppm未満である場合には、NACE TM0284に規定される、NACE Solution A溶液（0.5％CH3COOH＋5％NaCl＋飽和H2S）中に96ｈ間浸漬した後に、CAR（Crack Area Ratio）が５％以下と耐HIC性が向上する。かつ、試験温度：−50℃における電縫溶接部のシャルピー衝撃吸収エネルギーvＥ−50が150Jを超え、優れた低温靭性が得られる。一方、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計が89ppmを超えると、耐HIC性と低温靭性がともに低下する。このようなことから、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量を89質量ppm以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは39質量ppm以下である。
なお、電縫溶接部に存在する介在物のうち、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量は、次のようにして求めるものとする。
電縫鋼管の電縫溶接部より、電縫溶接部中央を中心として、板状サンプル（大きさ：幅２mm×厚さ：管肉厚×長さ：管肉厚）を切出し、10％ＡＡ電解液中で電解抽出を行った。電解抽出後、穴径２μmのフィルターメッシュを用いて、２μm以上の介在物を抽出し、アルカリ融解したのち、ICP分析により、含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの含有量を測定する。得られた各元素の含有量の合計量を求め、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量とする。
電縫鋼管の電縫溶接部より、電縫溶接部中央を中心として、板状サンプル（大きさ：幅２mm×厚さ：管肉厚×長さ：管肉厚）を切出し、10％ＡＡ電解液中で電解抽出を行った。電解抽出後、穴径２μmのフィルターメッシュを用いて、２μm以上の介在物を抽出し、アルカリ融解したのち、ICP分析により、含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの含有量を測定する。得られた各元素の含有量の合計量を求め、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量とする。
次に、本発明電縫鋼管の製造方法の限定理由について説明する。
上記した組成のスラブ等の鋼素材に、熱延工程を施して熱延鋼帯とする。得られた熱延鋼帯に、さらに連続的にロール成形して管状成形体とし、該管状成形体を電縫溶接する造管工程を施して、電縫鋼管とする。
なお、鋼素材の製造方法については、とくに限定する必要はない。上記した組成の溶鋼を転炉(converter)等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法(continuous casting)等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
上記した組成のスラブ等の鋼素材に、熱延工程を施して熱延鋼帯とする。得られた熱延鋼帯に、さらに連続的にロール成形して管状成形体とし、該管状成形体を電縫溶接する造管工程を施して、電縫鋼管とする。
なお、鋼素材の製造方法については、とくに限定する必要はない。上記した組成の溶鋼を転炉(converter)等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法(continuous casting)等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
スラブ等の鋼素材は、熱延工程を施されて熱延鋼帯とされる。
熱延工程は、上記した組成の鋼素材を、加熱温度：1200〜1280℃の温度範囲の温度に加熱し、90min以上保持したのち、未再結晶オーステナイト域（未再結晶温度域）での熱間圧延率（圧下率）を20％以上とする熱間圧延を施す。該熱間圧延終了後に、板厚中央部温度で780℃〜630℃の範囲の平均で、7〜49℃／ｓの冷却速度で冷却停止温度：630℃以下まで冷却し、巻取温度：400℃以上600℃未満（400〜599℃）で巻取り、熱延鋼帯とする。
熱延工程は、上記した組成の鋼素材を、加熱温度：1200〜1280℃の温度範囲の温度に加熱し、90min以上保持したのち、未再結晶オーステナイト域（未再結晶温度域）での熱間圧延率（圧下率）を20％以上とする熱間圧延を施す。該熱間圧延終了後に、板厚中央部温度で780℃〜630℃の範囲の平均で、7〜49℃／ｓの冷却速度で冷却停止温度：630℃以下まで冷却し、巻取温度：400℃以上600℃未満（400〜599℃）で巻取り、熱延鋼帯とする。
加熱温度：1200〜1280℃
鋼素材の加熱温度は、鋼管母材部の強度、低温靭性、耐HIC性に影響を及ぼす。加熱温度が1200℃未満では、Nb、V、Ti等の析出強化元素が再固溶せず粗大な析出物として残存し、所望の降伏強さYS：400MPa以上の高強度を確保できなくなる。また、粗大な析出物の残留は、耐HIC性を低下させる。一方、加熱温度が1280℃を超える高温では、結晶粒が粗大化し、得られる擬ポリゴナルフェライトが粗大化し、所望の粒径ｄα：10μm以下を満足できなくなる。また、組織が粗大化すると、靭性が低下する。このようなことから、加熱温度は1200〜1280℃の範囲の温度に限定した。なお、加熱保持時間は90min以上とする。加熱保持時間が90min未満では、とくに肉厚中心部にNb、V、Ti等の析出強化元素が再固溶せず、粗大な析出物として残存し、耐HIC性を低下させる。このため、加熱保持時間は90min以上に限定した。
鋼素材の加熱温度は、鋼管母材部の強度、低温靭性、耐HIC性に影響を及ぼす。加熱温度が1200℃未満では、Nb、V、Ti等の析出強化元素が再固溶せず粗大な析出物として残存し、所望の降伏強さYS：400MPa以上の高強度を確保できなくなる。また、粗大な析出物の残留は、耐HIC性を低下させる。一方、加熱温度が1280℃を超える高温では、結晶粒が粗大化し、得られる擬ポリゴナルフェライトが粗大化し、所望の粒径ｄα：10μm以下を満足できなくなる。また、組織が粗大化すると、靭性が低下する。このようなことから、加熱温度は1200〜1280℃の範囲の温度に限定した。なお、加熱保持時間は90min以上とする。加熱保持時間が90min未満では、とくに肉厚中心部にNb、V、Ti等の析出強化元素が再固溶せず、粗大な析出物として残存し、耐HIC性を低下させる。このため、加熱保持時間は90min以上に限定した。
加熱された鋼素材は、粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施される。熱間圧延の仕上圧延では、未再結晶オーステナイト域（未再結晶温度域）での熱間圧延率（圧下率）：20％以上とし、仕上圧延終了温度：780℃以上とする。
未再結晶オーステナイト域（未再結晶温度域）での熱間圧延率（圧下率）：20％以上
未再結晶オーステナイト域（未再結晶温度域）での熱間圧延率（圧下率）が20％未満では、組織が粗大化し、所望の靭性を確保できなくなる。このため、未再結晶オーステナイト域（未再結晶温度域）での熱間圧延率（圧下率）を20％以上に限定した。なお、好ましくは30％以上である。
未再結晶オーステナイト域（未再結晶温度域）での熱間圧延率（圧下率）：20％以上
未再結晶オーステナイト域（未再結晶温度域）での熱間圧延率（圧下率）が20％未満では、組織が粗大化し、所望の靭性を確保できなくなる。このため、未再結晶オーステナイト域（未再結晶温度域）での熱間圧延率（圧下率）を20％以上に限定した。なお、好ましくは30％以上である。
仕上圧延終了温度：780℃以上
仕上圧延は、仕上圧延終了温度：780℃以上とすることが好ましい。仕上圧延終了温度が780℃未満では、圧延歪が残留し、熱延鋼板の靭性が低下する。
熱間圧延終了後、熱延ランナウトテーブル上で冷却される。冷却速度は、肉厚中央部温度で780℃〜630℃までの平均で７〜49℃／ｓの範囲の冷却速度で、630℃以下の冷却停止温度まで冷却し、巻取温度：400℃以上600℃未満（400〜599℃）で巻き取る。
仕上圧延は、仕上圧延終了温度：780℃以上とすることが好ましい。仕上圧延終了温度が780℃未満では、圧延歪が残留し、熱延鋼板の靭性が低下する。
熱間圧延終了後、熱延ランナウトテーブル上で冷却される。冷却速度は、肉厚中央部温度で780℃〜630℃までの平均で７〜49℃／ｓの範囲の冷却速度で、630℃以下の冷却停止温度まで冷却し、巻取温度：400℃以上600℃未満（400〜599℃）で巻き取る。
780℃〜630℃までの平均冷却速度：７〜49℃／ｓ
平均冷却速度が７℃／ｓ未満では、粗大なポリゴナルフェライトが生成し、所望の高靭性、高強度を確保できなくなる。一方、平均冷却速度が49℃／ｓを超えると、ベイナイト、マルテンサイトが生成し、強度が高くなりすぎて所望の高靭性を確保できなくなる。このようなことから、780℃〜630℃までの平均で７〜49℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却することにした。なお、好ましくは擬ポリゴナルフェライトの生成量が92％以上となる平均冷却速度で29℃／ｓ以下である。
平均冷却速度が７℃／ｓ未満では、粗大なポリゴナルフェライトが生成し、所望の高靭性、高強度を確保できなくなる。一方、平均冷却速度が49℃／ｓを超えると、ベイナイト、マルテンサイトが生成し、強度が高くなりすぎて所望の高靭性を確保できなくなる。このようなことから、780℃〜630℃までの平均で７〜49℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却することにした。なお、好ましくは擬ポリゴナルフェライトの生成量が92％以上となる平均冷却速度で29℃／ｓ以下である。
なお、熱間圧延後の冷却では、最表層0.2mmを除く全厚各位置での冷却速度が、肉厚中心部からの偏差で、遅い側で５℃／ｓ、早い側で20℃／ｓ以内とすることが望ましい。
上記した冷却速度で、肉厚中央部温度で630℃以下まで冷却し巻取る。
冷却停止温度：630℃以下
冷却停止温度が、630℃超えの温度では、所望の微細な組織を確保できず、母材部で所望の高強度、高靭性を確保できなくなる。このため、冷却停止温度は630℃以下の温度に限定した。なお、好ましくは600〜550℃である。
上記した冷却速度で、肉厚中央部温度で630℃以下まで冷却し巻取る。
冷却停止温度：630℃以下
冷却停止温度が、630℃超えの温度では、所望の微細な組織を確保できず、母材部で所望の高強度、高靭性を確保できなくなる。このため、冷却停止温度は630℃以下の温度に限定した。なお、好ましくは600〜550℃である。
巻取温度：400℃以上600℃未満（400〜599℃）
巻取温度が600℃以上となると、組織が粗大化し、所望の粒径、所望の分率の擬ポリゴナルフェライトを有する組織とすることができない。また400℃未満では、ベイナイトが多量に形成され、強度が増加し、靭性および耐HIC性が低下する。このため、巻取温度は400℃以上600℃未満（400〜599℃）に限定した。なお、好ましくは550〜450℃である。
巻取温度が600℃以上となると、組織が粗大化し、所望の粒径、所望の分率の擬ポリゴナルフェライトを有する組織とすることができない。また400℃未満では、ベイナイトが多量に形成され、強度が増加し、靭性および耐HIC性が低下する。このため、巻取温度は400℃以上600℃未満（400〜599℃）に限定した。なお、好ましくは550〜450℃である。
上記した熱間圧延と、その後に、上記した冷却、巻き取りを施すことにより、粒径ｄα：10μm以下の微細な擬ポリゴナルフェライトが面積率で90％以上で、残部がパーライト、擬似パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイト等などからなる組織を有する熱延鋼帯とすることができる。この熱延鋼帯を素材とすることにより、降伏強さYS：400MPa以上の高強度と、試験温度：−50℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーvＥ−50が150J以上の優れた低温靭性と、NACE TM0284に規定されるNACE Solution A溶液中に96ｈ浸漬した後に、割れ面積率CARが5％以下の優れた耐HIC性を有する母材部を有する鋼管とすることができる。
得られた熱延鋼帯は、ついで所定の幅に切断されたのち、造管工程を施されて所定寸法形状の電縫鋼管とされる。
造管工程は、通常公知の電縫造管工程がいずれも適用でき、所定寸法形状の電縫鋼管を成形できればよく、その条件はとくに限定されない。
好ましくは、熱延鋼帯に、冷間で連続的にロール成形を施しほぼ円形断面の管状成形体としたのち、該管状成形体の円周方向端部同士を突合せて、高周波抵抗加熱或いは高周波誘導加熱により円周方向端部を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接しシーム部を電縫溶接して電縫鋼管とする工程が好ましい。
造管工程は、通常公知の電縫造管工程がいずれも適用でき、所定寸法形状の電縫鋼管を成形できればよく、その条件はとくに限定されない。
好ましくは、熱延鋼帯に、冷間で連続的にロール成形を施しほぼ円形断面の管状成形体としたのち、該管状成形体の円周方向端部同士を突合せて、高周波抵抗加熱或いは高周波誘導加熱により円周方向端部を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接しシーム部を電縫溶接して電縫鋼管とする工程が好ましい。
なお、ロール成形に際しては、フィンパス成形において、熱延鋼帯の幅方向端面にテーパー開先を付与することが好ましい。テーパー開先を付与することにより、電縫溶接部から酸化物の排出が促進され、靭性、耐HIC性に優れた電縫溶接部とすることができる。幅方向端部に付与する開先のテーパーは、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鋼帯肉厚方向の距離が鋼帯肉厚の2〜60％となるようにすることが好ましい。これにより、酸化物の排出が促進され、電縫溶接部に存在する円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が約10質量ppm程度低減させることができる。付与されるテーパーが、この範囲を外れると、酸化物の排出が困難となり、電縫溶接部靭性が低下する。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、造管工程における電縫溶接時の雰囲気を、雰囲気酸素分圧が、次（２）式
foxy＝Mn＋10（Si＋Cr）＋100Al＋1000Ca ‥‥（２）
（ここで、Mn、Si、Cr、Al、Ca：各元素の含有量（質量％））
で定義される溶鋼の易酸化度foxyに関連して900／foxy 質量ppm以下に調整することが好ましい。
foxy＝Mn＋10（Si＋Cr）＋100Al＋1000Ca ‥‥（２）
（ここで、Mn、Si、Cr、Al、Ca：各元素の含有量（質量％））
で定義される溶鋼の易酸化度foxyに関連して900／foxy 質量ppm以下に調整することが好ましい。
電縫溶接時に雰囲気の酸素分圧を低く調整することにより、電縫溶接部に存在する粗大な酸化物を低減することができる。電縫溶接部の雰囲気酸素分圧を900／foxy 質量ppm以下とすることにより、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量を約20質量ppm低下させることができる。
なお、電縫溶接部の雰囲気酸素分圧を低減させる方法として、電縫溶接部を箱型構造でシーリングし、非酸化性ガスを電縫溶接部に供給する方法が挙げられる。この方法では、非酸化性ガスを供給する際に、周囲の雰囲気を巻き込み、電縫溶接部の雰囲気酸素分圧が増加する場合がある。このような弊害を防止するために、供給するガスが層流となるように、ガスを供給するノズルを３層等の多層構造とすることが好ましい。なお、電縫溶接部の酸素濃度は、酸素濃度計の探触子を電縫溶接部直近に近づけて測定することが好ましい。
なお、電縫溶接部の雰囲気酸素分圧を低減させる方法として、電縫溶接部を箱型構造でシーリングし、非酸化性ガスを電縫溶接部に供給する方法が挙げられる。この方法では、非酸化性ガスを供給する際に、周囲の雰囲気を巻き込み、電縫溶接部の雰囲気酸素分圧が増加する場合がある。このような弊害を防止するために、供給するガスが層流となるように、ガスを供給するノズルを３層等の多層構造とすることが好ましい。なお、電縫溶接部の酸素濃度は、酸素濃度計の探触子を電縫溶接部直近に近づけて測定することが好ましい。
ついで、造管工程を経て得られた電縫鋼管には、さらに、電縫溶接部に熱処理が施される。
電縫溶接部の靭性は、電縫溶接部の酸化物量とマトリクス（基地）の影響を受ける。そのため、本発明では、オンラインで、電縫溶接部に、さらに熱処理を施す。熱処理は、電縫溶接部の全厚を、800℃〜1150℃の範囲内となるように加熱したのち、肉厚中央部温度で780〜630℃の範囲の平均で７〜49℃／ｓの冷却速度で、630℃以下の冷却停止温度まで冷却し、その後放冷する処理とする。なお、電縫溶接部の加熱は、主に、オンラインに設置された誘導加熱装置で行うことが、生産性の観点から好ましい。
電縫溶接部の靭性は、電縫溶接部の酸化物量とマトリクス（基地）の影響を受ける。そのため、本発明では、オンラインで、電縫溶接部に、さらに熱処理を施す。熱処理は、電縫溶接部の全厚を、800℃〜1150℃の範囲内となるように加熱したのち、肉厚中央部温度で780〜630℃の範囲の平均で７〜49℃／ｓの冷却速度で、630℃以下の冷却停止温度まで冷却し、その後放冷する処理とする。なお、電縫溶接部の加熱は、主に、オンラインに設置された誘導加熱装置で行うことが、生産性の観点から好ましい。
熱処理の加熱温度：800℃〜1150℃
加熱温度が800℃未満では、電縫溶接部の組織が粗大なポリゴナルフェライトとなり、所望の高強度、高靭性を確保することが難しくなる。一方、1150℃を超えて高温とすると、生成する擬ポリゴナルフェライトの粒径ｄαが10μmを超えて粗大化し、靭性が低下する。このため、熱処理の加熱温度を800℃〜1150℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは850〜1100℃である。
加熱温度が800℃未満では、電縫溶接部の組織が粗大なポリゴナルフェライトとなり、所望の高強度、高靭性を確保することが難しくなる。一方、1150℃を超えて高温とすると、生成する擬ポリゴナルフェライトの粒径ｄαが10μmを超えて粗大化し、靭性が低下する。このため、熱処理の加熱温度を800℃〜1150℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは850〜1100℃である。
熱処理の加熱後の平均冷却速度：７〜49℃／ｓ
加熱後の、780〜630℃の範囲の平均冷却速度が７℃／ｓ未満では、組織が粗大なポリゴナルフェライトとなり、所望の高強度、高靭性を確保することが難しくなる。一方、49℃／ｓを超えると、ベイナイトが生成しやすくなり、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、低温靭性と耐HIC性が低下する。このため、加熱後の冷却を、780〜630℃の範囲の平均冷却速度で７〜49℃／ｓの範囲に限定した。なお、好ましくは擬ポリゴナルフェライトの分率を93％以上とする観点から29℃／ｓ以下である。
加熱後の、780〜630℃の範囲の平均冷却速度が７℃／ｓ未満では、組織が粗大なポリゴナルフェライトとなり、所望の高強度、高靭性を確保することが難しくなる。一方、49℃／ｓを超えると、ベイナイトが生成しやすくなり、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、低温靭性と耐HIC性が低下する。このため、加熱後の冷却を、780〜630℃の範囲の平均冷却速度で７〜49℃／ｓの範囲に限定した。なお、好ましくは擬ポリゴナルフェライトの分率を93％以上とする観点から29℃／ｓ以下である。
また、電縫溶接部の加熱後の冷却では、最表層0.2mmを除く全厚各位置での冷却速度が、肉厚中心部からの偏差で、遅い側で５℃／ｓ、早い側で20℃／ｓ以内とすることが望ましい。これにより、肉厚方向での特性のばらつきが小さくなる。
冷却停止温度：630℃以下
加熱後の冷却では、冷却停止温度が、630℃超えの温度では、所望の微細な組織を確保できず、電縫溶接部で所望の高強度、高靭性を確保できなくなる。このため、冷却停止温度は630℃以下の温度に限定した。なお、好ましくは550〜200℃である。
冷却停止温度：630℃以下
加熱後の冷却では、冷却停止温度が、630℃超えの温度では、所望の微細な組織を確保できず、電縫溶接部で所望の高強度、高靭性を確保できなくなる。このため、冷却停止温度は630℃以下の温度に限定した。なお、好ましくは550〜200℃である。
上記したような熱処理を電縫溶接部に施すことにより、粒径ｄα：10μm以下の微細な擬ポリゴナルフェライトが面積率で90％以上で、残部がパーライト、擬似パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイト等などからなる組織を有する電縫溶接部とすることができる。これにより、降伏強さYS：400MPa以上の高強度と、試験温度：−50℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーvＥ−50が150J以上の優れた低温靭性と、NACE TM0284に規定されるNACE Solution A溶液中に96ｈ浸漬した後に、割れ面積率CARが5％以下の優れた耐HIC性を有する電縫溶接部を有する電縫鋼管とすることができる。
なお、肉厚16mmを超える厚肉電縫鋼管の電縫溶接部で、上記したような熱処理における加熱後の冷却制御を達成し、所望の組織を有する電縫溶接部を確保するためには、噴射する冷却水量密度の検討や、冷却の様式の選択、温度制御方式の選択が必要となる。
そこで、本発明では、熱処理を行うにあたり、電縫溶接部上方に水量密度：１m3／m2min以上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搬送方向に少なくとも複数列配設することとした。そして、当該ノズルから棒状冷却水を１m／s以上の速度で噴射することが好ましい。また、複数列配設された冷却ヘッダーは、冷却水の注水が各々個別に制御可能に配設されることが好ましい。さらに、電縫溶接部の温度を搬送方向の下流側で測定し、測定された電縫溶接部温度に基づいて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目標の冷却速度となるように調整することとした。これにより、温度制御性が向上し、所望の、肉厚中央部温度で780℃〜630℃間の平均で、７〜49℃／ｓの冷却速度で、630℃以下まで冷却することが安定して可能となり、所望の組織を安定的に得ることができる。
そこで、本発明では、熱処理を行うにあたり、電縫溶接部上方に水量密度：１m3／m2min以上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搬送方向に少なくとも複数列配設することとした。そして、当該ノズルから棒状冷却水を１m／s以上の速度で噴射することが好ましい。また、複数列配設された冷却ヘッダーは、冷却水の注水が各々個別に制御可能に配設されることが好ましい。さらに、電縫溶接部の温度を搬送方向の下流側で測定し、測定された電縫溶接部温度に基づいて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目標の冷却速度となるように調整することとした。これにより、温度制御性が向上し、所望の、肉厚中央部温度で780℃〜630℃間の平均で、７〜49℃／ｓの冷却速度で、630℃以下まで冷却することが安定して可能となり、所望の組織を安定的に得ることができる。
なお、水量密度が1m3／m2minを下回るか、ノズルが鋼管の搬送方向に２列未満であるか、冷却水の噴射速度が１m／ｓ未満では、沸騰膜などの影響により所望の冷却速度が得られない。なお、水量密度に加え、沸騰膜の速やかな除去による冷却速度の確保などのために、ノズルを傾斜させて設置することや、ノズルを対向させて設置することなども有効である。
（実施例１）
表１に示す組成の鋼スラブ（鋼素材）（肉厚：250mm）に、表２に示す条件の加熱、仕上圧延、仕上圧延終了後の冷却、巻取りからなる熱延工程を施し、表２に示す板厚の熱延鋼帯とした。これらの熱延鋼帯を所定の幅にスリッティングした後、常用の造管工程である、冷間で連続的にロール成形を施しほぼ円形断面の管状成形体とした。その後、円周方向端部同士を突合せて、高周波抵抗加熱により円周方向端部を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接して電縫溶接する造管工程を施して、電縫鋼管（外径：26in.φ（660.4mmφ））とした。なお、ロール成形では、鋼帯端部へのテーパー開先の付与は行わなかった。また、電縫溶接は大気中で行なった。
表１に示す組成の鋼スラブ（鋼素材）（肉厚：250mm）に、表２に示す条件の加熱、仕上圧延、仕上圧延終了後の冷却、巻取りからなる熱延工程を施し、表２に示す板厚の熱延鋼帯とした。これらの熱延鋼帯を所定の幅にスリッティングした後、常用の造管工程である、冷間で連続的にロール成形を施しほぼ円形断面の管状成形体とした。その後、円周方向端部同士を突合せて、高周波抵抗加熱により円周方向端部を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接して電縫溶接する造管工程を施して、電縫鋼管（外径：26in.φ（660.4mmφ））とした。なお、ロール成形では、鋼帯端部へのテーパー開先の付与は行わなかった。また、電縫溶接は大気中で行なった。
ついで、造管工程後に、電縫溶接部に熱処理を施した。
熱処理は、オンラインで、電縫溶接部に、表２に示す条件の加熱及び冷却を施す処理とした。加熱は、オンラインに配設した高周波誘導加熱装置を用いて行った。また、加熱後の冷却は、電縫溶接部の上方に、２m3／m2minの水量密度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、該冷却ヘッダを鋼管の搬送方向に１０列配列して行った。なお、冷却ヘッダは、個別に冷却水の注水がON-OFF可能に配設され、ノズルから２m／sの速度で棒状冷却水が噴射可能に配設された。また、鋼管搬送方向の下流側で電縫溶接部の温度を測定し、測定された電縫溶接部の温度に基づいて、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調整した。
熱処理は、オンラインで、電縫溶接部に、表２に示す条件の加熱及び冷却を施す処理とした。加熱は、オンラインに配設した高周波誘導加熱装置を用いて行った。また、加熱後の冷却は、電縫溶接部の上方に、２m3／m2minの水量密度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、該冷却ヘッダを鋼管の搬送方向に１０列配列して行った。なお、冷却ヘッダは、個別に冷却水の注水がON-OFF可能に配設され、ノズルから２m／sの速度で棒状冷却水が噴射可能に配設された。また、鋼管搬送方向の下流側で電縫溶接部の温度を測定し、測定された電縫溶接部の温度に基づいて、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調整した。
得られた電縫鋼管の母材部および電縫溶接部から試験片を採取し、引張試験、衝撃試験、HIC試験、介在物量測定試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（Ａ)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、母材部では引張方向が管軸方向となるように、JIS Z 2241の規定に準拠して、JIS 12C号試験片を採取した。電縫溶接部では、引張方向が円周方向となるようにJIS Z 2241の規定に準拠して、JIS 1A号試験片を採取し引張試験を行い、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS）を求めた。
得られた電縫鋼管の母材部および電縫溶接部から、母材部では引張方向が管軸方向となるように、JIS Z 2241の規定に準拠して、JIS 12C号試験片を採取した。電縫溶接部では、引張方向が円周方向となるようにJIS Z 2241の規定に準拠して、JIS 1A号試験片を採取し引張試験を行い、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS）を求めた。
（Ｂ）衝撃試験
得られた電縫鋼管の母材部および電縫溶接部から、JIS Z 2242の規定に準拠して、電縫溶接部ではノッチ部が電縫溶接部の中央部に一致するようにして、円周方向にＶノッチシャルピー試験片（10mm厚）を採取し、試験温度：−50℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvＥ−50を求めた。なお、試験本数は各３本とした。
得られた電縫鋼管の母材部および電縫溶接部から、JIS Z 2242の規定に準拠して、電縫溶接部ではノッチ部が電縫溶接部の中央部に一致するようにして、円周方向にＶノッチシャルピー試験片（10mm厚）を採取し、試験温度：−50℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvＥ−50を求めた。なお、試験本数は各３本とした。
（Ｃ）HIC試験
得られた電縫鋼管の母材部および電縫溶接部から、浸漬試験片（大きさ：厚さ10mm×幅20mm×長さ160mm）を採取し、NACE TM0284に規定されるNACE Solution A溶液（0.5％CH3COOH＋5％NaCl＋飽和H2S）中に96ｈ間浸漬した。浸漬後、超音波探傷法にて、各試験片の割れ面積率CARを求めた。
得られた電縫鋼管の母材部および電縫溶接部から、浸漬試験片（大きさ：厚さ10mm×幅20mm×長さ160mm）を採取し、NACE TM0284に規定されるNACE Solution A溶液（0.5％CH3COOH＋5％NaCl＋飽和H2S）中に96ｈ間浸漬した。浸漬後、超音波探傷法にて、各試験片の割れ面積率CARを求めた。
（Ｄ）介在物量測定試験
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として、板状サンプル（大きさ：幅２mm×厚さ：管肉厚×長さ：管肉厚）を切出し、10％ＡＡ電解液中で電解抽出を行った。電解抽出後、穴径２μmのフィルターメッシュを用いて、２μm以上の介在物を抽出し、アルカリ融解したのち、ICP分析により、含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの含有量を測定し、その合計量を求めた。得られた円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量を、電縫溶接部に存在する粗大な介在物量とした。 得られた結果を表３に示す。
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として、板状サンプル（大きさ：幅２mm×厚さ：管肉厚×長さ：管肉厚）を切出し、10％ＡＡ電解液中で電解抽出を行った。電解抽出後、穴径２μmのフィルターメッシュを用いて、２μm以上の介在物を抽出し、アルカリ融解したのち、ICP分析により、含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの含有量を測定し、その合計量を求めた。得られた円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量を、電縫溶接部に存在する粗大な介在物量とした。 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、粒径ｄα：10μm以下の微細な擬ポリゴナルフェライトが面積率で90％以上を占めた組織となっており、降伏強さYS：400MPa以上の高強度と、−50℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーvＥ−50が150Ｊ以上の優れた低温靭性とを有し、NACE TM0284に規定されるNACE Solution A溶液中に96ｈ間浸漬した後に割れ面積率CARが５％以下の優れた耐HIC性を保持する電縫鋼管となっている。なお、擬ポリゴナルフェライト以外の残部は、面積率で10％未満のパーライト、擬似パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイトであった。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、母材部、電縫溶接部が、微細な擬ポリゴナルフェライトを主たる相とする組織が得られていないか、電縫溶接部の円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計が89質量ppmを超えて介在物量が増加している。そのため、比較例は、所望の高強度が確保できていないか、低温靭性が低下しているか、耐HIC性が低下している。
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.7、No.11、No.17、No.19、No.21）は、母材、電縫溶接部がともに、より軟質なポリゴナルフェライト組織となり、YSが400MPa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を高く外れる比較例（鋼管No.8、No.12、No.18、No.20、No.22）は、母材、電縫溶接部がともに、低温靭性および耐HIC性が低下している。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.9、No.10、No.15、No.16、No.24、No.26）は、電縫溶接部の円相当径2μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が89質量ppmを超えており、電縫溶接部の低温靭性および耐HIC性が低下している。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.13、No.14、No.23、No.24、No.25、No.27）は、低温靭性および耐HIC性が低下している。
（実施例２）
表１に示す鋼No.A〜Fの鋼素材（スラブ）を用いて、表４に示す条件の熱延工程で表４に示す板厚の熱延鋼帯とした。これら熱延鋼帯を所定幅にスリッティングし、連続的にロール成形し、電縫溶接する造管工程により、表４に示す寸法の電縫鋼管とした。なお、一部の鋼管では、ロール成形時に表４に示す寸法のテーパー開先を鋼帯幅方向端部に付与した。また、電縫溶接は、一部の鋼管を除いて大気中で行なった。一部の鋼管では、電縫溶接時に雰囲気中に非酸化性ガスを吹き込んだ。その際、ガス吹き込み用ノズルは３層に配置したものを用い、酸素分圧を45質量ppmまで低減させた条件で行った。
表１に示す鋼No.A〜Fの鋼素材（スラブ）を用いて、表４に示す条件の熱延工程で表４に示す板厚の熱延鋼帯とした。これら熱延鋼帯を所定幅にスリッティングし、連続的にロール成形し、電縫溶接する造管工程により、表４に示す寸法の電縫鋼管とした。なお、一部の鋼管では、ロール成形時に表４に示す寸法のテーパー開先を鋼帯幅方向端部に付与した。また、電縫溶接は、一部の鋼管を除いて大気中で行なった。一部の鋼管では、電縫溶接時に雰囲気中に非酸化性ガスを吹き込んだ。その際、ガス吹き込み用ノズルは３層に配置したものを用い、酸素分圧を45質量ppmまで低減させた条件で行った。
ついで、得られた電縫鋼管の電縫溶接部に、表４に示す条件で加熱冷却する熱処理を施した。その際、加熱は、オンラインに配設された誘導加熱装置を用いた。また、冷却は、電縫溶接部上方に水量密度：2m3／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搬送方向に10列配設し、ノズルから棒状冷却水を2m／s以上の速度で噴射することにより行った。また、冷却ヘッダーは、冷却水の注水が各々個別に制御可能に配設され、電縫溶接部の温度を搬送方向の下流側で測定し、測定された電縫溶接部温度に基づいて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調整した。
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、引張試験、衝撃試験、HIC試験、介在物量測定試験を実施した。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。
本発明例はいずれも、母材部および電縫溶接部ともに、粒径ｄα：10μm以下の微細な擬ポリゴナルフェライトが面積率で90％以上を占めた組織となっている。また、本発明例は、降伏強さYS：400MPa以上の高強度と、−50℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーvＥ−50が150Ｊ以上の優れた低温靭性とを有し、NACE TM0284に規定されるNACE Solution A溶液中に96ｈ間浸漬した後に割れ面積率CARが５％以下の優れた耐HIC性を保持する電縫鋼管となっている。なお、擬ポリゴナルフェライト以外の残部は、面積率で10％未満のパーライト、擬似パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイトであった。
本発明の範囲を外れる比較例は、所望の高強度が確保できていないか、低温靭性が低下しているか、耐HIC性が低下している。
熱間圧延の加熱温度が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼管No.A2）、熱間圧延における未再結晶温度域での圧下率が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼管No.A5）、熱間圧延終了後の冷却速度が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼管No.A16）は、母材部の組織が粗大化した組織となり、母材部の靭性が低下している。また、熱間圧延における鋼素材の加熱温度が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼管No.A3）、熱間圧延における鋼素材の加熱保持時間が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼管No.A4）、熱間圧延終了後の冷却速度が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼管No.A20）は、母材部の耐HIC性が低下している。
熱間圧延の加熱温度が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼管No.A2）、熱間圧延における未再結晶温度域での圧下率が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼管No.A5）、熱間圧延終了後の冷却速度が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼管No.A16）は、母材部の組織が粗大化した組織となり、母材部の靭性が低下している。また、熱間圧延における鋼素材の加熱温度が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼管No.A3）、熱間圧延における鋼素材の加熱保持時間が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼管No.A4）、熱間圧延終了後の冷却速度が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼管No.A20）は、母材部の耐HIC性が低下している。
また、熱処理における加熱温度が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼管No.A11、No.A21）、熱処理における加熱後の冷却速度が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼管No.A6、No.A26）は、電縫溶接部の組織が粗大化し、強度が低下し、靭性が低下している。また、熱処理における加熱温度が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼管No.A15、No.A25）、熱処理における加熱後の冷却速度が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼管No.A10、No.A30）は、電縫溶接部の組織が所望の微細な擬ポリゴナルフェライトからなる組織と異なる組織となり、電縫溶接部の靭性、耐HIC性が低下している。
なお、電縫溶接の際に、鋼帯幅端部の開先を付与した本発明例（鋼管No.A14）、電縫溶接時に雰囲気制御を行った本発明例（鋼管No.A24）はいずれも、電縫溶接部に存在する円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が20質量ppm以下と低く、電縫溶接部のvＥ−50が400Ｊ以上と低温靭性が著しく向上している。なお、熱処理で、加熱冷却後にさらに450℃×１minの焼戻しを行った本発明例（鋼管No.A28）も、同様に、良好な低温靭性と良好な耐HIC性が得られている。
Claims (11)
- 質量％で、
Ｃ：0.025〜0.084％、 Si：0.10〜0.30％、
Mn：0.70〜1.80％、 Ｐ：0.001〜0.018％
Ｓ：0.0001〜0.0029％、 Al：0.01〜0.10％、
Nb：0.001〜0.065％、 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
を含有し、かつ下記（１）式で定義されるＰcmが0.20以下を満足し、残部Fe及び不可避的不純物よりなる組成を有し、さらに母材部および電縫溶接部がともに、粒径：10μm以下の擬ポリゴナルフェライトを面積率：90％以上有する組織を有し、降伏強さYS：400MPa以上で、シャルピー衝撃試験の−50℃における吸収エネルギーvＥ−50：150Ｊ以上の高靭性を有することを特徴とする耐HIC性に優れた高強度厚肉電縫鋼管。
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、Ｂ：0.0030％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度厚肉電縫鋼管。
- 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：0.001〜0.700％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又は２に記載の高強度厚肉電縫鋼管。
- 前記電縫溶接部に存在する、円相当径２μm以上の介在物に含まれるSi、Mn、Al、Ca、Crの合計量が、質量％で0.0089％以下であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度厚肉電縫鋼管。
- 鋼素材を、加熱し、熱間圧延を施したのち、冷却し巻取り熱延鋼帯とする熱延工程と、該熱延工程を経た前記熱延鋼帯に、冷間で連続的にロール成形を施しほぼ円形断面の管状成形体としたのち、該管状成形体の円周方向端部同士を突合せて電縫溶接し電縫鋼管とする造管工程と、を施す電縫鋼管の製造方法において、
前記鋼素材を、質量％で、
Ｃ：0.025〜0.084％、 Si：0.10〜0.30％、
Mn：0.70〜1.80％、 Ｐ：0.001〜0.018％
Ｓ：0.0001〜0.0029％、 Al：0.01〜0.10％、
Nb：0.001〜0.065％、 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
を含有し、かつ下記（１）式で定義されるＰcmが0.20以下を満足し、残部Fe及び不可避的不純物よりなる組成を有する鋼素材とし、前記熱延工程が、前記鋼素材を、加熱温度：1200〜1280℃の温度範囲の温度に加熱し、90min以上保持したのち、未再結晶オーステナイト域での熱間圧延率を20％以上とする熱間
圧延を施し、該熱間圧延終了後に、板厚中央部温度で780℃〜630℃の範囲の平均で、7〜49℃／ｓの冷却速度で冷却停止温度：630℃以下まで冷却し、巻取温度：400℃以上600℃未満で巻取り、熱延鋼帯とする工程であり、前記造管工程後に、オンラインで前記電縫鋼管の電縫溶接部を、肉厚全厚が800℃〜1150℃の範囲内となるように加熱したのち、肉厚中央部温度で780℃〜630℃の範囲の平均で７〜49℃／ｓの冷却速度で630℃以下の冷却停止温度まで冷却し、その後放冷する熱処理を施し、母材部および電縫溶接部がともに、粒径：10μm以下の擬ポリゴナルフェライトを面積率：90％以上有する組織を有し、降伏強さYS：400MPa以上で、シャルピー衝撃試験の−50℃における吸収エネルギーvＥ−50：150Ｊ以上の高靭性を有することを特徴とする耐HIC性に優れた高強度厚肉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％） - 前記造管工程における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端面にテーパー開先を付与するにあたり、該テーパー開先の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鋼帯肉厚方向の距離を熱延鋼帯肉厚の2〜60％とすることを特徴とする請求項５に記載の高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
- 前記造管工程における前記電縫溶接の雰囲気酸素分圧を、下記（２）式で定義される溶鋼の易酸化度foxyに関連して900／foxy 質量ppm以下に調整することを特徴とする請求項５または６に記載の高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
記
foxy＝Mn＋10（Si＋Cr）＋100Al＋1000Ca ‥‥（２）
ここで、Mn、Si、Cr、Al、Ca：各元素の含有量（質量％） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0030％以下を含有することを特徴とする請求項５ないし７のいずれかに記載の高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
- 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：0.001〜0.700％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５ないし８のいずれかに記載の高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
- 前記熱処理における冷却を、前記電縫溶接部上方に水量密度：１m3／m2min以上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搬送方向に少なくとも複数列配設し、前記ノズルから前記棒状冷却水を１m／s以上の速度で噴射する冷却とすることを特徴とする請求項５ないし９のいずれかに記載の高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
- 前記複数列配設された前記冷却ヘッダーは、冷却水の注水が各々個別に制御可能に配設されることを特徴とする請求項１０に記載の高強度厚肉電縫鋼管の製造方法。
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