JP6319427B2 - 電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、電縫鋼管およびその製造方法に係り、とくに電縫溶接部における靭性の向上および信頼性の向上に関する。
電縫鋼管は、鋼帯を複数のロールで連続的に略円形断面（管状体）に冷間成形し、該管状体の相対する端面同士を突き合わせ、該突き合わせた部位（突合せ部）に高周波電流を印加し、圧力を加えながら溶接接合（電縫溶接）されて、シーム部を有する管体（電縫鋼管）とされる。電縫溶接時には、突合せ部は抵抗発熱により融点以上に加熱され圧力を加えられて、鋼帯自身が接合金属となり接合される。このため、電縫溶接は、実質的に、溶融溶接として位置づけられている。
１９７０年代以降に著しい進歩を遂げた高周波溶接技術、また１９８０年代以降に開発・適用された入熱制御・監視技術、あるいはさらにシーム部のオンライン熱処理技術等により、電縫鋼管の性能は飛躍的に向上した。その結果、電縫鋼管は、石油、ガスなどの採掘、輸送用として、外径２６インチ以下、肉厚１インチ以下のラインパイプ、油井管等の用途に広く適用されるようになっている。
しかし、電縫溶接部の信頼性という観点から、電縫鋼管の用途は、電縫溶接部の要求スペックが厳しくないものに限られていた。そのため、最近では、電縫溶接部の信頼性向上のために、種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、湿潤硫化水素を含む環境下で割れ抵抗性の高い耐サワー性の優れた電縫鋼管が記載されている。特許文献１に記載された技術では、Ｃａを０．００１２質量％以上含有するＡｌ脱酸鋼を素材とする電縫鋼管において、鋼中のＣａ／Ａｌ比を０．１０％以下とし、電縫衝合面を中心とし両側１００μｍ以内の部分に含まれる酸化物系介在物のうち、衝合面に直交しかつ管軸方向に直交する横断面でみた介在物の形状として、板厚方向に延伸した介在物であって、円周方向の長さに対する板厚方向の長さの比が２以上でかつ長径１０μｍ以上の介在物の密度が、該横断面で衝合面の両側１００μｍ以内の領域の面積１ｍｍ２あたりの個数で５以下とするとしている。これにより、厳しい環境でも水素フクレの発生が防止できるとしている。
また、特許文献２には、電縫鋼管のガスシール溶接方法が記載されている。特許文献２に記載された技術では、フィンパス成形後で溶接前に、パイプ内面側の浮遊スケールをミストで洗浄すると共に、溶接部の局所シールに際しパイプ内面側シール装置は保持ローラを除き、パイプと非接触としてシールすることを特徴としている。これにより、溶接部へのスケール残存を防止し、溶接部の靭性が格段に向上するとしている。
特許文献３には、高強度電縫ラインパイプが記載されている。特許文献３に記載された高強度電縫ラインパイプは、質量％で、Ｃ：０．０４超〜０．０８％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．６超〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｂ：０．０４〜０．０８％、Ｖ：０．０５〜０．１％、Ｎｉ：０．１〜０．５％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００５％以下を含み、かつＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏを特定関係を満足するように含有する組成を有し、金属組織が平均結晶粒径５μｍ以下のアシキュラーフェライト組織であり、偏平後の周方向の引張強さが７００Ｎ／ｍｍ２以上、０．５％耐力が５５０Ｎ／ｍｍ２以上、電縫溶接衝合部の酸化物占有面積が０．１％（１０００ｐｐｍに相当）以下である、高強度電縫ラインパイプである。特許文献３に記載された電縫ラインパイプは、ホットコイルから冷間でのロール成形、電縫溶接、シーム熱処理、サイザーの工程を経て製造された、外径２００〜６１０ｍｍで、肉厚／外径比（ｔ／Ｄ）が２％以下の電縫鋼管である。これによれば、電縫溶接部が母材並みの健全性を有し、ラインパイプをさらに薄肉化することができるとしている。
特許文献４には、電縫ボイラー鋼管が記載されている。特許文献４に記載された電縫ボイラー鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：０．５〜３．５％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、（Ｓｉ％）／（Ｍｎ％＋Ｃｒ％）を０．００５以上１．５以下とし、電縫溶接時に生成するＳｉＯ２、ＭｎＯ、およびＣｒ２Ｏ３の３元系混合酸化物の面積率が０．１％（１０００ｐｐｍに相当）以下である電縫溶接部からなる、電縫溶接部の欠陥が少なく、クリープ破断強度および靭性に優れた電縫ボイラー鋼管である。
安定した電縫溶接部性能を有する電縫鋼管を得るためには、電縫溶接条件を適正に保ち、安定した溶接部品質（シーム部品質）を得る必要がある。そのため、鋼管素材である鋼帯の端部形状の安定化や、成形および溶接時の位置合わせ、あるいは電縫溶接時の入熱量の安定化などが重要となる。
電縫溶接では、最適な溶接入熱となる条件下では、管状体の突合せ部（鋼帯端部）が十分に溶融し液滴が形成されて圧接されている。しかし、入熱量が低くなると、液滴が十分に形成されないまま、圧接される。そのため、非特許文献１の図１（ａ）に示されるように、溶接部を溶接面に沿って破壊させると、入熱量が低い条件で溶接された溶接部では、溶接面に多数の酸化物が観察される。破面に、このような多数の酸化物が観察される溶接部は、一般的に、冷接（Ｃｏｌｄ ｗｅｌｄあるいはＣｏｌｄ ｊｏｉｎｔともいう）と呼ばれている。非特許文献１に示された溶接部は、高周波溶接部であるが、入熱量変動の小さい高周波溶接においても、溶接条件によっては冷接（溶接欠陥）が形成される場合があることを意味している。
Ｔ.Ｆｕｋａｍｉ,ｅｔ.ａｌ.："Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｏｆ ｔｈｅ ｎｅｗ ｗｅｌｄｉｎｇ ｃｏｎｔｒｏｌ ｍｅｔｈｏｄ ｆｏｒ ＨＦ−ＥＲＷ ｐｉｐｅｓ",Ｐｒｏｃ. ｏｆ ＩＰＣ,（２０１２）Ｎｏ.２０１２−９０２１９, ｐ.１−８．
従来から、日本国内のガスパイプラインでは、電縫鋼管を使用した場合には、ＵＯＥ鋼管や継目無鋼管を使用した場合に比較して、その最大圧力が低く制限されてきた。これは、電縫溶接部の信頼性、とくに上記したような冷接の発生防止、あるいは冷接等の溶接欠陥の検出という点で十分でなかったことに起因すると考えられている。また、１９７０年代以前に敷設されたような古いラインパイプ（Ｖｉｎｔａｇｅ ｌｉｎｅ−ｐｉｐｅ）が、数十年の時間を経てリーク等を引き起こす事例が世界的にも知られており、性能に劣る古い電縫鋼管でのリーク等の原因の１つとして冷接欠陥が挙げられている。
このような観点から、特許文献１に記載された技術においても、局所的な入熱の低下により引き起こされる冷接の発生を回避することができないという問題がある。また、特許文献１に記載された技術では、高強度鋼への適用が困難であり、しかも、低温靭性が不十分であり、寒冷地用として適用することには問題がある。また、特許文献２、３、４に記載された各技術によっても、局所的な入熱量の低下により引き起こされる冷接の発生は回避できない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、冷接等の溶接欠陥の発生を回避し、優れた耐内圧リーク性および優れた電縫溶接部靭性を有する高強度の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「高強度」とは、電縫鋼管の母材部がＡＰＩ Ｘ ５６グレート相当、すなわち降伏強さＹＳ：４００ＭＰａ以上である場合をいう。
また、ここで、「耐内圧リーク性に優れた」とは、試験温度：０℃で、常温での降伏強さ（σｙＲＴ）の９５％の内圧を負荷した条件で、内圧試験を行ない、リークが生じないことを意味する。なお、内圧試験は、非特許文献（Ｓ．Ｔｏｙｏｄａ，Ｓ．Ｇｏｔｏ，Ｔ．Ｏｋａｂｅ，Ｈ．Ｋｉｍｕｒａ，Ｓ．Ｉｇｉ，Ｙ.Ｍａｔｓｕｉ，Ｓ．Ｙａｂｕｍｏｔｏ，Ａ．Ｓａｔｏ，Ｍ．Ｓｕｚｕｋｉ，ａｎｄ Ｔ．Ｉｎｏｕｅ：Ｐｒｏｃ． ｏｆ ＩＰＣ（２０１２），ＩＰＣ２０１２−９０４４８．）に記載された要領で、所定の温度（ここでは０℃）に保持した冷媒中に管体を保持し、ノッチ無しの条件で行うものとする。具体的には、外径の８倍の長さの鋼管を、所定の温度に冷却した冷媒（エタノール）中に保持し、該鋼管のシールした両端部から、ガス（大気）を吹き込み所定の圧力まで上昇させて、リークや破壊の有無を判定するものとする。
また、ここでいう「電縫溶接部靭性に優れた」とは、電縫溶接部において、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して行ったシャルピー衝撃試験の試験温度：−６０℃での吸収エネルギーｖＥ−６０が１１０Ｊ以上で、かつＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して行ったＣＴＯＤ試験の試験温度：０℃におけるＣＴＯＤ値が０．８０ｍｍ以上である場合をいうものとする。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、耐内圧リーク性および電縫溶接部靭性におよぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、電縫溶接部における溶接欠陥、とくに冷接の発生を防止し、さらには電縫溶接部の品質管理を強化して、電縫溶接部の信頼性を高めることが重要であることに想到した。
まず、本発明者らは、電縫溶接における冷接に類似した現象として、薄板のスポット溶接時のコロナボンド（ｃｏｒｏｎａ ｂｏｎｄ）に着目し、電縫溶接における冷接とコロナボンドとを対比した。
薄板のスポット溶接におけるコロナボンドとは、ナゲット(溶融池)まわりの圧着された部分を言う。コロナボンドは、スポット溶接時に、上下の板が圧着され短時間加熱されて、形成されたものであり、コロナボンドの破面には、小さな塊状の酸化物が点在していることが知られている。一方、電縫溶接時には、衝合される鋼帯（鋼板）端面が高周波電流により予加熱される。このため、電縫溶接時には、スポット溶接時に比べ、より多くの酸化物が形成されると考えられる。本発明者らの試算によれば、電縫溶接時には、鋼帯（鋼板）端面には数ミクロン厚さの酸化物が形成されることが確認されている。そのため、鋼帯（鋼板）端部が外気にさらされる電縫溶接で入熱量が低下し、液滴が十分に形成されないまま圧接されると、電縫溶接部にはミクロンオーダーの酸化物が残存し、冷接が生じることになると考えられる。
なお、昭和６２年２月に社団法人溶接学会抵抗溶接研究委員会より刊行された「抵抗溶接における欠陥と特徴―定義と判定方法―」（第７頁１〜５行）には、冷接は、「マクロフラット（Ｍａｃｒｏ−ｆｌａｔ）：肉眼で見て灰色、平面状でかつ連続または広範囲に観察されるもの。ミクロ的には球状介在物を含む微細ディンプル破面。高周波抵抗（電縫）溶接では冷接（Ｃｏｌｄ ｗｅｌｄ）、またはアップセット溶接ではフラット破面（Ｆｌａｔ ｆｒａｃｔｕｒｅ）と呼ばれている。生成原因：入熱不足、突合わせ不良。」との記載がある。
このようなことから、本発明者らは、電縫溶接における冷接は、「入熱量の低下により鋼帯（鋼板）端部の温度が低下し、溶鋼の流動性が低下し、加熱時に生成した酸化物が排出しきれずに溶接接合部（シーム部）に残存した」溶接欠陥であると考えた。このような冷接の発生防止は、加熱時における酸化物の生成、残存の抑制と、生成して残存する酸化物の検出感度の向上の２点に帰着されることに思い至った。
まず、本発明者らが行った基礎的実験結果について説明する。
電縫鋼管製造設備を利用して、薄鋼板（薄鋼帯）を、複数のロールで連続的に冷間成形し、ほぼ円筒形状の管状体に成形し、該管状体の相対する端部同士を突き合わせ、電縫溶接して管体とし、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６５Ｍ規格の電縫鋼管（外径３２３．９ｍｍφ×肉厚１０ｍｍ）とした。なお、電縫溶接に際して、溶接入熱量を、通常入熱量を基準（＝１．０）に対し、さらに０．９０、０．８０、０．７５を加えた４水準に、意図的に変化させた。入熱量は、（電流（Ａ）×電圧（ｋＶ））／（造管速度（ｍ／ｍｉｎ）／管厚（ｍｍ））で定義される。基準とする通常入熱量は、特許第５３３２２８７号公報に記載の方法によって決定した。
得られた電縫鋼管について、図３に模式的に示すような、管の周方向に配列したアレイ探傷子６を用いた管体の超音波探傷装置（以下、「高感度アレイＵＴ」ともいう）で、電縫溶接部の健全性、とくに冷接の有無を調査した。なお、使用した超音波の周波数は１８ＭＨｚとし、シーム（電縫溶接部）２の溶接面でのビーム幅が１．５ｍｍとなるように送波し、φ１．６ｍｍドリルホール＋２０ｄＢの感度条件で、欠陥の有無を評価した。なお、図３に示した超音波探傷装置では、送信と受信の振動子の位置を電子的に切り替えて溶接部を厚み方向に走査でき、管長手方向に沿って溶接部の肉厚断面を探傷することが可能である。
得られた電縫鋼管の溶接部の健全性を、上記した管体の超音波探傷装置で評価し、その結果である溶接部長手方向断面のエコー高さマッピングを図１に示す。通常の入熱量を１．０とする基準条件に対し、通常入熱量の０．８と低入熱条件である鋼管Ｎｏ.ＩＩＩでは、欠陥エコーが外面側に部分的に観察される。また、通常入熱量の０．７５と極低入熱条件である鋼管Ｎｏ.ＩＶでは、欠陥エコーが外面側に長手方向に連続的に観察される。欠陥エコーが観察された鋼管の溶接部について、Ｃ断面（管軸方向に直交方向の断面）組織を観察し、図２に示す。これら欠陥エコーは、未溶着部の残存酸化物に対応しており、すなわち、いわゆる「冷接」に対応することになる。
なお、基準条件からの隔たりの少ない下限入熱条件の鋼管Ｎｏ.ＩＩでは欠陥エコーは観察されていない。この程度の入熱量の低下は、電縫溶接時の管理範囲内である。
さらに、電縫溶接部の開先をテーパー開先付きとし、溶接入熱を通常入熱を基準として１．１〜０．７５の範囲で変化して電縫溶接したＡＰＩ ５Ｌ Ｘ８０規格の電縫鋼管（外径６６０．４ｍｍφ×肉厚２５．４ｍｍ）を作製し、同様に、「高感度アレイＵＴ」を用いて、電縫溶接部の健全性、とくに冷接の有無を調査した。溶接入熱が通常を基準として１．１〜０．９である管理範囲内にある場合には、エコー高さの著しい増大は認められなかった。一方、溶接入熱が低下し、管理範囲を外れ０．８となる場合には、エコー高さの増大が認められた。そして、エコー高さの増大部分では電縫溶接時に形成されたＦｅ（Ｓｉ,Ｍｎ）系酸化物が観察された。また、溶接入熱が低下し、管理範囲を下回る０．７５となる場合には、連続的にエコー高さの増大が認められ、エコー高さの増大部分では、粗大な酸化物層が形成されていた。このように、厚肉でかつ開先有で電縫溶接された電縫鋼管の場合にも、溶接入熱量とエコー高さ、酸化物の三者が対応していることを確認した。
このようなことから、電縫溶接時の入熱量低下にともない、形成された酸化物が排出されずに溶接接合部に残留した溶接欠陥である「冷接」は、上記したようなビーム径に調整した、管の周方向に配列したアレイ探傷子を用いた管体の超音波探傷装置により、欠陥エコーとして、十分に検知可能であることを知見した。
さらに、本発明者らは、電縫溶接部の酸化物の生成を抑制し、優れた電縫溶接部靭性と優れた耐内圧リーク性を確保するためには、電縫溶接部に酸化物を残存させやすい、たとえばＣ、Ｓｉ、Ｍｎ等の元素含有量を適正範囲内に調整する必要があることに想到し、電縫鋼管の組成を、質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．１６８％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．６０〜１．９０％、Ｐ：０．００１〜０．０１８％、Ｓ：０．０００１〜０．００２９％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３５％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％以下、Ｖ：０．００１〜０．０６５％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．０３３％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を、Ｐｃｍが０．２０以下を満足するように含む組成とする必要があることを見出した。
上記したような、加熱時における酸化物の生成、残存の抑制と、生成して残存する酸化物の検出感度の向上とを、合わせ行うことにより、冷接の発生を回避でき、信頼性の高い電縫溶接部を有する高強度電縫鋼管を提供できることを新規に見出した。
信頼性の高い電縫溶接部を有することの一つの指標として、本発明者らは、試験温度：０℃で、常温での降伏強さの９５％の内圧を負荷した条件で、内圧試験を行ない、リークが生じないことを意味する、「耐内圧リーク性」を採用した。内圧試験は、非特許文献（Ｓ．Ｔｏｙｏｄａ，Ｓ．Ｇｏｔｏ，Ｔ．Ｏｋａｂｅ，Ｈ．Ｋｉｍｕｒａ，Ｓ．Ｉｇｉ，Ｙ．Ｍａｔｓｕｉ，Ｓ．Ｙａｂｕｍｏｔｏ，Ａ．Ｓａｔｏ，Ｍ．Ｓｕｚｕｋｉ，ａｎｄ Ｔ．Ｉｎｏｕｅ：Ｐｒｏｃ． ｏｆ ＩＰＣ（２０１２），ＩＰＣ２０１２−９０４４８．）に記載された要領で、所定の温度（ここでは０℃）に保持した冷媒中に管体を保持し、ノッチ無しの条件で行うものとする。
信頼性の高い電縫溶接部を有することの一つの指標として、本発明者らは、試験温度：０℃で、常温での降伏強さの９５％の内圧を負荷した条件で、内圧試験を行ない、リークが生じないことを意味する、「耐内圧リーク性」を採用した。内圧試験は、非特許文献（Ｓ．Ｔｏｙｏｄａ，Ｓ．Ｇｏｔｏ，Ｔ．Ｏｋａｂｅ，Ｈ．Ｋｉｍｕｒａ，Ｓ．Ｉｇｉ，Ｙ．Ｍａｔｓｕｉ，Ｓ．Ｙａｂｕｍｏｔｏ，Ａ．Ｓａｔｏ，Ｍ．Ｓｕｚｕｋｉ，ａｎｄ Ｔ．Ｉｎｏｕｅ：Ｐｒｏｃ． ｏｆ ＩＰＣ（２０１２），ＩＰＣ２０１２−９０４４８．）に記載された要領で、所定の温度（ここでは０℃）に保持した冷媒中に管体を保持し、ノッチ無しの条件で行うものとする。
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］質量％で
Ｃ：０．０２５〜０．１６８％、 Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：０．６０〜１．９０％、 Ｐ：０．００１〜０．０１８％、
Ｓ：０．０００１〜０．００２９％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３５％、 Ｎ：０．００５０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下、
さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｖ：０．００１〜０．０６５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３３％のうちから選ばれた１種または２種以上を、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み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、さらに、
母材部および電縫溶接部がいずれも、体積率で９０％以上の、平均粒径：１０μｍ以下の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が、体積率で１０％以下の第二相とからなる組織を有し、
管軸方向で降伏強さＹＳ：４００ＭＰａ以上の母材部を有し、
ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して行ったシャルピー衝撃試験の試験温度：−６０℃での吸収エネルギーｖＥ−６０が１１０Ｊ以上で、ＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して行ったＣＴＯＤ試験の試験温度：０℃におけるＣＴＯＤ値が０．８０ｍｍ以上の電縫溶接部靭性を有し、かつ試験温度：０℃、内圧：０．９５×（常温降伏強さσｙＲＴ）の条件で行う内圧試験において、リークが生じない、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％）であり、含有しない元素は０とする。
［２］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％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする［１］に記載の電縫鋼管。
［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜０．３５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とする［１］または［２］に記載の電縫鋼管。
［４］鋼管素材に、複数の、ケージロールとフィンパスロールとを連続して配設した成形ミルにより、冷間で連続して成形加工を施し管状体としたのち、スクイズロールで該管状体の端面同士を突き合わせ、加圧しながら該突き合わせた部位を高周波加熱により電縫溶接して管体とし、ついで、該管体の電縫溶接部の管軸方向溶接面を検査する電縫鋼管の製造方法において、
前記鋼管素材が、質量％で
Ｃ：０．０２５〜０．１６８％、 Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：０．６０〜１．９０％、 Ｐ：０．００１〜０．０１８％、
Ｓ：０．０００１〜０．００２９％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３５％、 Ｎ：０．００５０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下、
さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｖ：０．００１〜０．０６５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３３％のうちから選ばれた１種または２種以上を、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み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
前記鋼管素材を降伏強さＹＳ：３６０ＭＰａ以上を有する熱延鋼板とし、前記フィンパスロールによる成形で、前記熱延鋼板の幅方向端面に開先を付与するにあたり、該開先をテーパー開先とし、該テーパー開先のテーパー開始位置から管表面までの距離が、管外面からの距離と管内面からの距離との合計で鋼板肉厚に対する比率で１０〜８０％である開先とし、
前記検査を、前記管体の電縫溶接部の管軸方向溶接面に対し、ビーム幅が０．１ｍｍから４．０ｍｍの範囲となるように超音波を送波し、該溶接面からの反射波の一部または全部を受波するアレイ探触子を用いた超音波探傷装置により、前記管体の電縫溶接部に非金属部が所定量以上存在しないことを確認する検査とし、
前記検査後に、前記電縫溶接して得られた前記管体の電縫溶接部に、加熱温度：８５０〜１１５０℃に加熱し、肉厚中央部の温度で７８０〜６３０℃の範囲を平均冷却速度２０〜２００℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却する溶接部再加熱処理を施す、
ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して行ったシャルピー衝撃試験の試験温度：−６０℃での吸収エネルギーｖＥ−６０が１１０Ｊ以上で、ＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して行ったＣＴＯＤ試験の試験温度：０℃におけるＣＴＯＤ値が０．８０ｍｍ以上の電縫溶接部靭性を有し、かつ試験温度：０℃、内圧：０．９５×（常温降伏強さσｙＲＴ）の条件で行う内圧試験において、リークが生じないものである、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％）
［５］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％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする［４］に記載の電縫鋼管の製造方法。
［６］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜０．３５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とする［４］または［５］に記載の電縫鋼管の製造方法。
［１］質量％で
Ｃ：０．０２５〜０．１６８％、 Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：０．６０〜１．９０％、 Ｐ：０．００１〜０．０１８％、
Ｓ：０．０００１〜０．００２９％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３５％、 Ｎ：０．００５０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下、
さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｖ：０．００１〜０．０６５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３３％のうちから選ばれた１種または２種以上を、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み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、さらに、
母材部および電縫溶接部がいずれも、体積率で９０％以上の、平均粒径：１０μｍ以下の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が、体積率で１０％以下の第二相とからなる組織を有し、
管軸方向で降伏強さＹＳ：４００ＭＰａ以上の母材部を有し、
ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して行ったシャルピー衝撃試験の試験温度：−６０℃での吸収エネルギーｖＥ−６０が１１０Ｊ以上で、ＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して行ったＣＴＯＤ試験の試験温度：０℃におけるＣＴＯＤ値が０．８０ｍｍ以上の電縫溶接部靭性を有し、かつ試験温度：０℃、内圧：０．９５×（常温降伏強さσｙＲＴ）の条件で行う内圧試験において、リークが生じない、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％）であり、含有しない元素は０とする。
［２］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％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする［１］に記載の電縫鋼管。
［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜０．３５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とする［１］または［２］に記載の電縫鋼管。
［４］鋼管素材に、複数の、ケージロールとフィンパスロールとを連続して配設した成形ミルにより、冷間で連続して成形加工を施し管状体としたのち、スクイズロールで該管状体の端面同士を突き合わせ、加圧しながら該突き合わせた部位を高周波加熱により電縫溶接して管体とし、ついで、該管体の電縫溶接部の管軸方向溶接面を検査する電縫鋼管の製造方法において、
前記鋼管素材が、質量％で
Ｃ：０．０２５〜０．１６８％、 Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：０．６０〜１．９０％、 Ｐ：０．００１〜０．０１８％、
Ｓ：０．０００１〜０．００２９％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３５％、 Ｎ：０．００５０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下、
さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｖ：０．００１〜０．０６５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３３％のうちから選ばれた１種または２種以上を、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み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
前記鋼管素材を降伏強さＹＳ：３６０ＭＰａ以上を有する熱延鋼板とし、前記フィンパスロールによる成形で、前記熱延鋼板の幅方向端面に開先を付与するにあたり、該開先をテーパー開先とし、該テーパー開先のテーパー開始位置から管表面までの距離が、管外面からの距離と管内面からの距離との合計で鋼板肉厚に対する比率で１０〜８０％である開先とし、
前記検査を、前記管体の電縫溶接部の管軸方向溶接面に対し、ビーム幅が０．１ｍｍから４．０ｍｍの範囲となるように超音波を送波し、該溶接面からの反射波の一部または全部を受波するアレイ探触子を用いた超音波探傷装置により、前記管体の電縫溶接部に非金属部が所定量以上存在しないことを確認する検査とし、
前記検査後に、前記電縫溶接して得られた前記管体の電縫溶接部に、加熱温度：８５０〜１１５０℃に加熱し、肉厚中央部の温度で７８０〜６３０℃の範囲を平均冷却速度２０〜２００℃／ｓの範囲の冷却速度で冷却する溶接部再加熱処理を施す、
ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して行ったシャルピー衝撃試験の試験温度：−６０℃での吸収エネルギーｖＥ−６０が１１０Ｊ以上で、ＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して行ったＣＴＯＤ試験の試験温度：０℃におけるＣＴＯＤ値が０．８０ｍｍ以上の電縫溶接部靭性を有し、かつ試験温度：０℃、内圧：０．９５×（常温降伏強さσｙＲＴ）の条件で行う内圧試験において、リークが生じないものである、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％）
［５］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％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする［４］に記載の電縫鋼管の製造方法。
［６］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜０．３５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とする［４］または［５］に記載の電縫鋼管の製造方法。
本発明は、冷接等の溶接欠陥の発生を回避し、優れた耐内圧リーク性および優れた電縫溶接部靭性を有する高強度の電縫鋼管およびその製造方法である。
本発明電縫鋼管は、管軸方向で降伏強さＹＳ：４００ＭＰａ以上を有する高強度電縫鋼管であり、冷接等の溶接欠陥の発生を回避し、優れた耐内圧リーク性および優れた電縫溶接部靭性を有し、信頼性の高い電縫溶接部を有する電縫鋼管である。なお、本発明電縫鋼管は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して行ったシャルピー衝撃試験の試験温度：−６０℃での吸収エネルギーｖＥ−６０が１１０Ｊ以上で、ＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して行ったＣＴＯＤ試験の試験温度：０℃におけるＣＴＯＤ値が０．８０ｍｍ以上と、優れた電縫溶接部靭性を有する。なお、母材部靭性も上記した靭性を有することはいうまでもない。また、本発明電縫鋼管は、試験温度：０℃、内圧：０．９５×（常温降伏強さσｙＲＴ）の条件で行う内圧試験において、リークが生じない優れた耐内圧リーク性を有する。
ついで、本発明電縫鋼管の製造方法について、説明する。
本発明電縫鋼管は、鋼管素材に、複数の、ケージロールとフィンパスロールとを連続して配設した成形ミルにより、冷間で連続して成形加工を施し管状体としたのち、スクイズロールで該管状体の端面同士を突き合わせ、加圧しながら該突き合わせた部位を高周波加熱により加熱、溶融させて電縫溶接して管体とし、ついで、該管体の電縫溶接部の管軸方向溶接面を検査して製品管とされる。ここで、管軸方向溶接面とは管軸方向に平行であり、かつ、管周方向の中央位置の面である。
使用する鋼管素材は、降伏強さＹＳ：３６０ＭＰａ以上を有する熱延鋼板とする。なお、「鋼板」には鋼帯をも含むものとする。
まず、本発明で鋼管素材として使用する熱延鋼板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％で示す。
Ｃ：０．０２５〜０．１６８％
Ｃは、固溶強化、あるいはパーライト、擬似パーライト、セメンタイトなどの硬質相を形成することによる強化、あるいは焼入れ性を向上させて、ベイナイト、マルテンサイトなどの硬質相を形成することによる強化で、鋼板（鋼管）の強度増加に寄与する作用を有する元素である。一方で、Ｃは、電縫溶接時に、凝固点の低下、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ため、できるだけ低いほうが望ましいが、所望の高強度（鋼管素材の降伏強さ：３６０ＭＰａ以上、鋼管母材部管軸方向の降伏強さ：４００ＭＰａ以上）を確保するためには０．０２５％以上の含有を必要とする。含有量について、好ましくは０．０３０％以上である。一方、０．１６８％を超える含有は、電縫溶接部並びに母材部の硬質相の体積率が１０％を超え、靭性が低下する。とくに、電縫溶接部の靭性低下に伴い、耐内圧リーク性が低下し、０℃で常温の降伏強さＹＳの９５％の内圧を付与する内圧試験時に全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。このため、Ｃは０．０２５〜０．１６８％の範囲内に限定した。含有量について、好ましくは０．０８４％以下である。
Ｃは、固溶強化、あるいはパーライト、擬似パーライト、セメンタイトなどの硬質相を形成することによる強化、あるいは焼入れ性を向上させて、ベイナイト、マルテンサイトなどの硬質相を形成することによる強化で、鋼板（鋼管）の強度増加に寄与する作用を有する元素である。一方で、Ｃは、電縫溶接時に、凝固点の低下、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ため、できるだけ低いほうが望ましいが、所望の高強度（鋼管素材の降伏強さ：３６０ＭＰａ以上、鋼管母材部管軸方向の降伏強さ：４００ＭＰａ以上）を確保するためには０．０２５％以上の含有を必要とする。含有量について、好ましくは０．０３０％以上である。一方、０．１６８％を超える含有は、電縫溶接部並びに母材部の硬質相の体積率が１０％を超え、靭性が低下する。とくに、電縫溶接部の靭性低下に伴い、耐内圧リーク性が低下し、０℃で常温の降伏強さＹＳの９５％の内圧を付与する内圧試験時に全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。このため、Ｃは０．０２５〜０．１６８％の範囲内に限定した。含有量について、好ましくは０．０８４％以下である。
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％
Ｓｉは、固溶強化を介して、鋼板（鋼管）の強度増加に寄与する。また、Ｓｉは、ＦｅよりもＯ（酸素）との親和力が強く、電縫溶接部で、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酸化物が増加し、電縫溶接部の靭性が低下し、０℃で常温の降伏強さＹＳの９５％の内圧を付与する内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。よって、含有量は０．１０％以上とし、好ましくは０．１５％以上とする。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るとともに、酸化物としての絶対量が増え、電縫溶接部に酸化物として残存し易くなり、電縫溶接部の靭性が低下し、内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。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、含有量について、好ましくは０．２５％以下である。
Ｓｉは、固溶強化を介して、鋼板（鋼管）の強度増加に寄与する。また、Ｓｉは、ＦｅよりもＯ（酸素）との親和力が強く、電縫溶接部で、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酸化物が増加し、電縫溶接部の靭性が低下し、０℃で常温の降伏強さＹＳの９５％の内圧を付与する内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。よって、含有量は０．１０％以上とし、好ましくは０．１５％以上とする。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るとともに、酸化物としての絶対量が増え、電縫溶接部に酸化物として残存し易くなり、電縫溶接部の靭性が低下し、内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。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、含有量について、好ましくは０．２５％以下である。
Ｍｎ：０．６０〜１．９０％
Ｍｎは、固溶強化と変態組織強化を介して、鋼板（鋼管）の強度増加に寄与する。Ｍｎは、ＦｅよりもＯ（酸素）との親和力が強く、電縫溶接部で、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０．６０％未満では、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、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなり、電縫溶接部の靭性が低下し、０℃で行なう内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。さらに、Ｍｎ含有量が０．６０％未満では、母材部並びに電縫溶接部の組織が、粒径：１０μｍ超えの粗大な擬ポリゴナルフェライトやポリゴナルフェライトとなる。そのため、靭性が低下し、０℃で行なう内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。よって、含有量は０．６０％以上とし、好ましくは０．８５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１．９０％を超えると、電縫溶接部で、共晶酸化物中のＭｎ濃度が増加し、酸化物の融点が溶鋼温度を超えるとともに、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り、電縫溶接部の靭性が低下し、０℃で行なう内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。さらに、Ｍｎ含有量が１．９０％を超えると、母材部並びに電縫溶接部における硬質相の分率が１０％を超え、靭性が低下する。このようなことから、Ｍｎは０．６０〜１．９０％の範囲に限定した。なお、含有量について、好ましくは１．６５％以下である。
Ｍｎは、固溶強化と変態組織強化を介して、鋼板（鋼管）の強度増加に寄与する。Ｍｎは、ＦｅよりもＯ（酸素）との親和力が強く、電縫溶接部で、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０．６０％未満では、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、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなり、電縫溶接部の靭性が低下し、０℃で行なう内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。さらに、Ｍｎ含有量が０．６０％未満では、母材部並びに電縫溶接部の組織が、粒径：１０μｍ超えの粗大な擬ポリゴナルフェライトやポリゴナルフェライトとなる。そのため、靭性が低下し、０℃で行なう内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。よって、含有量は０．６０％以上とし、好ましくは０．８５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１．９０％を超えると、電縫溶接部で、共晶酸化物中のＭｎ濃度が増加し、酸化物の融点が溶鋼温度を超えるとともに、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り、電縫溶接部の靭性が低下し、０℃で行なう内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。さらに、Ｍｎ含有量が１．９０％を超えると、母材部並びに電縫溶接部における硬質相の分率が１０％を超え、靭性が低下する。このようなことから、Ｍｎは０．６０〜１．９０％の範囲に限定した。なお、含有量について、好ましくは１．６５％以下である。
Ｐ：０．００１〜０．０１８％
Ｐは、不純物として鋼中に存在し、粒界等に偏析しやすく、またＭｎと共偏析し、靭性等に悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、製鋼プロセスにおける経済性の観点から０．００１％以上に限定した。一方、０．０１８％を超える含有は、母材部並びに電縫溶接部の靭性低下が著しくなる。このため、Ｐは０．００１〜０．０１８％に限定した。なお、含有量について、好ましくは０．０１３％以下である。
Ｐは、不純物として鋼中に存在し、粒界等に偏析しやすく、またＭｎと共偏析し、靭性等に悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、製鋼プロセスにおける経済性の観点から０．００１％以上に限定した。一方、０．０１８％を超える含有は、母材部並びに電縫溶接部の靭性低下が著しくなる。このため、Ｐは０．００１〜０．０１８％に限定した。なお、含有量について、好ましくは０．０１３％以下である。
Ｓ：０．０００１〜０．００２９％
Ｓは、母材部、電縫溶接部で、ＭｎＳ、ＣａＳ等の硫化物として存在し、靭性等に悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが望ましい。しかし、製鋼プロセスにおける経済性の観点から０．０００１％以上に限定した。一方、０．００２９％を超えて含有すると、靭性が顕著に低下し、０℃で行なう内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。このため、Ｓは０．０００１〜０．００２９％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０００１〜０．００１９％である。
Ｓは、母材部、電縫溶接部で、ＭｎＳ、ＣａＳ等の硫化物として存在し、靭性等に悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが望ましい。しかし、製鋼プロセスにおける経済性の観点から０．０００１％以上に限定した。一方、０．００２９％を超えて含有すると、靭性が顕著に低下し、０℃で行なう内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。このため、Ｓは０．０００１〜０．００２９％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０００１〜０．００１９％である。
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％
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、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、低温靭性の向上に寄与する。また、Ａｌは、Ｓｉ、ＭｎよりもさらにＯ（酸素）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。
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、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、低温靭性の向上に寄与する。また、Ａｌは、Ｓｉ、ＭｎよりもさらにＯ（酸素）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、Ａｌは０．０１０％以上含有する必要がある。０．０１０％未満では、製鋼段階で所望の脱酸能を確保できず、鋼の清浄度が低下する。また、電縫溶接部に存在する酸化物が増加し、靭性が低下し、０℃で行なう内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。一方、Ａｌが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酸化物として電縫部に残存し易くなり、電縫溶接部に存在する酸化物が増加し、靭性が低下する。このため、０℃で行なう内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。このようなことから、Ａｌは０．０１０〜０．１０％の範囲に限定した。なお、含有量の下限側について、好ましくは０．０３％以上である。また、含有量の上限側について、好ましくは０．０８％以下である。
Ｃａ：０．０００１〜０．００３５％
Ｃａは、鋼中の硫化物を球状に形態制御する元素であり、とくに鋼管の電縫溶接部近傍の靭性向上に寄与する。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。ＣａはＯとの親和力が強いため、０．００３５％を超えて含有すると、酸化物中のＣａ濃度が増加し、酸化物の融点が溶鋼温度を超えるとともに、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り、電縫溶接部の靭性が低下し、０℃で行なう内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。このため、Ｃａは０．０００１〜０．００３５％の範囲に限定した。なお、含有量の下限側について、好ましくは０．０００２％以上である。また、含有量の上限側について、好ましくは０．００２８％以下である。
Ｃａは、鋼中の硫化物を球状に形態制御する元素であり、とくに鋼管の電縫溶接部近傍の靭性向上に寄与する。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。ＣａはＯとの親和力が強いため、０．００３５％を超えて含有すると、酸化物中のＣａ濃度が増加し、酸化物の融点が溶鋼温度を超えるとともに、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り、電縫溶接部の靭性が低下し、０℃で行なう内圧試験時に、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できなくなる。このため、Ｃａは０．０００１〜０．００３５％の範囲に限定した。なお、含有量の下限側について、好ましくは０．０００２％以上である。また、含有量の上限側について、好ましくは０．００２８％以下である。
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、Ｔｉ等の窒化物形成元素と結合し、窒化物として析出するか、固溶して、鋼管母材および電縫溶接部の靭性に悪影響を及ぼす。このため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、製鋼プロセスにおける経済性の観点から０．０００１％を下限とすることが好ましい。一方、０．００５０％を超える含有は、窒化物並びに固溶Ｎが増加し、靭性の低下を招く。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、Ｔｉ等の窒化物形成元素と結合し、窒化物として析出するか、固溶して、鋼管母材および電縫溶接部の靭性に悪影響を及ぼす。このため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、製鋼プロセスにおける経済性の観点から０．０００１％を下限とすることが好ましい。一方、０．００５０％を超える含有は、窒化物並びに固溶Ｎが増加し、靭性の低下を招く。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（酸素）は、酸化物系介在物として残存し、靭性、延性等、各種の特性に悪影響を及ぼす。このため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、製鋼プロセスにおける経済性の観点から含有量は０．０００１％以上とすることが望ましい。０．００３０％を超えて多くなると、著しい靭性の低下を招く。このため、Ｏは０．００３０％以下に限定した。なお、好ましくは０．００２０％以下である。
Ｏ（酸素）は、酸化物系介在物として残存し、靭性、延性等、各種の特性に悪影響を及ぼす。このため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、製鋼プロセスにおける経済性の観点から含有量は０．０００１％以上とすることが望ましい。０．００３０％を超えて多くなると、著しい靭性の低下を招く。このため、Ｏは０．００３０％以下に限定した。なお、好ましくは０．００２０％以下である。
Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｖ：０．００１〜０．０６５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３３％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉはいずれも、主として炭化物として析出し、析出強化を介して鋼板（鋼管）強度の増加に寄与する元素であり、選択して１種または２種以上含有する。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉはいずれも、主として炭化物として析出し、析出強化を介して鋼板（鋼管）強度の増加に寄与する元素であり、選択して１種または２種以上含有する。
Ｎｂは、主に炭化物として析出し、析出強化を介し鋼板（鋼管）強度の増加に寄与する。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。Ｎｂが０．００１％未満では、所望の鋼板（鋼管）強度を確保できない。一方、０．０７０％を超えて含有すると、未固溶の大型Ｎｂ炭窒化物が残存し、靭性の低下を招く。このため、含有する場合には、Ｎｂは０．００１〜０．０７０％の範囲に限定した。なお、含有量の下限側について、好ましくは０．００５％以上である。また、含有量の上限側について、好ましくは０．０５５％以下である。
Ｖは、Ｎｂと同様、主に炭化物として析出し、析出強化を介し鋼板（鋼管）強度の増加に寄与する。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。Ｖが０．００１％未満では、所望の鋼板（鋼管）強度を確保できない。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、靭性の低下を招く。このため、含有する場合には、Ｖは０．００１〜０．０６５％の範囲に限定した。なお、含有量の下限側について、好ましくは０．００５％以上である。また、含有量の上限側について、好ましくは０．０５０％以下である。
Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖと同様、主に炭化物として析出し、析出強化を介し鋼板（鋼管）強度の増加に寄与する。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。Ｔｉが０．００１％未満では、所望の鋼板（鋼管）強度を確保できない。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、靭性の低下を招く。このため、含有する場合には、Ｔｉは０．００１〜０．０３３％の範囲に限定した。なお、含有量の下限側について、好ましくは０．００５％以上である。また、含有量の上限側について、好ましくは０．０２０％以下である。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
上記した成分が基本の成分であるが、基本の成分に加えてさらに、必要に応じて、選択元素として、Ｃｕ：０．００１〜０．３５０％、Ｎｉ：０．００１〜０．３５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．３５０％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｃｒ：０．００１〜０．３５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種、を含有してもよい。
上記した成分が基本の成分であるが、基本の成分に加えてさらに、必要に応じて、選択元素として、Ｃｕ：０．００１〜０．３５０％、Ｎｉ：０．００１〜０．３５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．３５０％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｃｒ：０．００１〜０．３５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種、を含有してもよい。
Ｃｕ：０．００１〜０．３５０％、Ｎｉ：０．００１〜０．３５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．３５０％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏはいずれも、鋼管の耐食性を向上させる元素であり、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はいずれも、鋼管の耐食性を向上させる元素であり、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、鋼管の耐食性を向上させるとともに、焼入れ性を向上させる作用を有する元素である。とくに、厚肉鋼管の母材部および電縫溶接部の組織を、粗大な擬ポリゴナルフェライトやポリゴナルフェライトとならないようにするため、含有させる。ここでいう「粗大」とは粒径：１０μｍを超えるような組織をいう。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好ましい。しかし、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くなり、経済的に不利となる。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、含有量の下限側について、より好ましくは０．０５％以上である。また、含有量の上限側について、より好ましくは０．２９０％以下である。
Ｎｉは、Ｃｕと同様、鋼管の耐食性を向上させるとともに、焼入れ性を向上させる作用を有する元素である。とくに、厚肉鋼管の母材部および電縫溶接部の組織を、粗大な擬ポリゴナルフェライトとならないようにするため、含有させる。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好ましい。しかし、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くなり、経済的に不利となる。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、含有量の下限側について、より好ましくは０．０５％以上である。また、含有量の上限側について、より好ましくは０．２９０％以下である。
Ｍｏは、Ｎｉ、Ｃｕと同様、鋼管の耐食性を向上させるとともに、焼入れ性を向上させる作用を有する元素である。とくに、厚肉鋼管の母材部および電縫溶接部の組織を、粗大な擬ポリゴナルフェライトとならないようにするため、含有させる。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好ましい。しかし、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くなり、経済的に不利となる。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、含有量の下限側について、より好ましくは０．０５％以上である。また、含有量の上限側について、より好ましくは０．２９０％以下である。
Ｃｒ：０．００１〜０．３５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種
Ｃｒ、Ｂはいずれも、変態組織強化により、鋼板（鋼管）の強度を増加させる元素であり、必要に応じて、１種または２種を含有できる。
Ｃｒ、Ｂはいずれも、変態組織強化により、鋼板（鋼管）の強度を増加させる元素であり、必要に応じて、１種または２種を含有できる。
Ｃｒは、Ｍｎと同様、変態組織強化により、鋼板（鋼管）の強度を増加させる元素である。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。また、Ｃｒは、ＦｅよりもＯ（酸素）との親和力が強く、電縫溶接部において、酸化物を形成する。Ｃｒを０．３５０％を超えて含有すると、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とともに、酸化物としての絶対量が増え、酸化物として電縫部に残存し易くなり、電縫溶接部の靭性が低下する。このため、含有する場合には、Ｃｒは０．００１〜０．３５０％の範囲に限定することが好ましい。含有量の下限側について、より好ましくは０．０２％以上である。また、含有量の上限側について、より好ましくは０．２９０％以下である。
Ｂは、変態組織強化により、鋼板（鋼管）の強度を増加させる元素であり、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好ましい。しかし、０．００３０％を超えて多量に含有すると、かえって焼入れ性が低下し、所望の高強度を確保できなくなる。このため、含有する場合には、Ｂは０．０００１〜０．００３０％の範囲に限定することが好ましい。なお、含有量の下限側について、より好ましくは０．０００３％以上である。また、含有量の上限側について、より好ましくは０．００２２％以下である。
本発明では、上記した成分を上記した範囲で、かつ次（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値が０．２０以下を満足するように調整して含有する。なお、（１）式に記載されている元素を含有しない場合には、当該元素の含有量を「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 ・・・・（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値が０．２０以下を満足するように調整して含有する。なお、（１）式に記載されている元素を含有しない場合には、当該元素の含有量を「零」％として計算するものとする。
Ｐｃｍ値は、電縫溶接部の急速冷却後の組織形成に関連する値である。電縫溶接部組織を擬ポリゴナルフェライトが体積率で９０％以上とするために、Ｐｃｍ値を制御することは重要であり、本発明ではＰｃｍ値を０．２０以下とする。電縫溶接部を、擬ポリゴナルフェライトが体積率で９０％以上を占有する組織とすることにより、電縫溶接部の所望の靭性を確保でき、０℃で行なう内圧試験時に全長にわたりリーク、破壊の起こらないことを保証できる。なお、Ｐｃｍ値の下限は、とくに限定しないが、鋼管素材降伏強さＹＳ：３６０ＭＰａ以上（鋼管母材部管軸方向の降伏強さ：４００ＭＰａ以上）が安定的に確保できる、０．０７以上とすることが好ましい。
本発明で、鋼管素材として使用する熱延鋼板は、上記した組成を有し、降伏強さＹＳ：３６０ＭＰａ以上を有し、かつ、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して行ったシャルピー衝撃試験の試験温度：−６０℃での吸収エネルギーｖＥ−６０が１１０Ｊ以上で、ＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して行ったＣＴＯＤ試験の試験温度：０℃におけるＣＴＯＤ値が０．８０ｍｍ以上と、優れた靭性を有する熱延鋼板である。
なお、熱延鋼板の組織については、特に限定しないが、上記した高強度と高低温靭性を確保できる組織とすることが好ましい。このような靭性を確保できる組織としては、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、残部が体積率で１０％以下の第二相とからなる組織を有することが好ましい。なお、ここでいう「擬ポリゴナルフェライト」とは、アシキュラーフェライト、ベイニティックフェライトを含むものとする。
上記したような組織を有する高強度熱延鋼板の製造方法については、とくに限定する必要はない。例えば、上記した組成を有する鋼素材（鋳片）を、１１００〜１２８０℃に加熱し、粗圧延と仕上圧延からなり、仕上圧延終了温度：７５０℃以上とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、直ちに冷却を開始し、７８０〜６３０℃の温度域を５℃／ｓ以上の平均冷却速度で、６００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、巻取温度：４００〜５８０℃で巻き取ることにより製造できる。
本発明では、上記した組成を有し、好ましくは上記した組織を有する降伏強さ：３６０ＭＰａ以上を有する熱延鋼板を鋼管素材とする。そして、該鋼管素材を、複数の、ケージロールとフィンパスロールとを連続して配設した、常用の成形ミルにより、冷間で連続して成形加工を施し管状体とする。成形ミルの具体的な構成は、とくに限定する必要はなく、常用の成形ミルを使用した管状体への成形加工方法がいずれも適用できる。また、鋼管母材は、管状体への成形にともなう加工強化により、鋼管素材に比べて降伏強さが大きくなる。
本発明では、フィンパスロールによる成形で、鋼管素材である鋼板（熱延鋼板）の幅端面にテーパー開先を付与する。付与されるテーパー開先は、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板肉厚方向の距離が合計で鋼板肉厚の１０〜８０％である開先とする（図４参照）。
鋼板の幅端面における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板肉厚方向の距離が合計で鋼板肉厚の１０〜８０％とすることで、酸化物の排出が促進され、電縫溶接部に存在する酸化物量が低減し、靭性が向上して、０℃で常温の実ＹＳの９５％の内圧を付与する内圧試験で、全長にわたりリーク、破壊の起こらないことの保証が可能となる。なお、該合計距離の下限側について、好ましくは３０％以上である。また、合計距離の上限側について、好ましくは７０％以下である。なお、テーパー形状は、直線に限定されず、任意の曲線形状とすることが可能である。
鋼板の幅端面にテーパー開先を付与された管状体は、ついで、スクイズロールで、管状体の相対する端部（幅端面）を突き合わせ、該突き合わせた部位を、加圧しながら、高周波加熱により加熱、溶融させて電縫溶接する、常用の方法で、管体とされる。
得られた管体は、ついで、電縫溶接部の管軸方向溶接面を検査され、欠陥が検出されない管体であることを確認される。
電縫溶接部の検査は、図３に模式的に示す、管の周方向に配列したアレイ探傷子を用いた管体の超音波探傷装置（以下、「高感度アレイＵＴ」ともいう）を用いるものとする。なお、この管体の超音波探傷装置の詳細は、特許第４５４４２４０号公報、特許第４９１０７７０号公報、特許第５０７６９８４号公報に記載されている。
このようなアレイ探触子を用いた管体の超音波探傷装置を利用して、本発明では、管体の管軸方向溶接面に対し、ビーム幅が０．１ｍｍから４．０ｍｍの範囲となるように超音波を送波し、溶接面における酸化物或いは空隙等の非金属部からの反射波の一部または全部を受波する。管軸方向溶接面の検査結果により、電縫溶接部の欠陥の判断が可能である。
ビーム幅が０．１ｍｍ以下では円周方向に変動する溶接面を全て探傷することができず、探傷もれが発生する場合がある。一方、ビーム幅が４．０ｍｍを超えると、冷接による靭性低下ならびにリークの原因となる酸化物を検出できない。また、ビーム幅が適切でないと、逆に、管軸方向溶接面の酸化物が十分に少ない場合であっても、それを精確に把握できないおそれがある。このため、ビーム幅は０．１〜４．０ｍｍに限定した。なお、好ましくは、ビーム幅の下限は０．３ｍｍであり、ビーム幅の上限は２．０ｍｍである。
上記した検査で、管体の電縫溶接部に非金属部が所定量以上存在しないことを確認された管体を製品管とする。なお、ここでいう「所定量以上」とは、電縫溶接部全体に対する占有面積で非金属部が０．０４９面積％超えとなる場合をいう。なお、上記した検査は、シームアニーリング処理を行ってもよい。
電縫溶接部に非金属部が所定量以上存在しないことを確認された管体には、ついで、上記した電縫溶接により形成された電縫溶接部に、加熱温度：８５０〜１１５０℃に加熱し、肉厚中央部の温度で７８０〜６３０℃の温度範囲の平均冷却速度で２０〜２００℃／sの範囲の冷却速度で冷却する溶接部再加熱処理（シ−ムアニーリング処理）が施される。得られた管体は、製品管として出荷される。
溶接部再加熱処理（シームアニーリング処理）の加熱温度が、８５０℃未満では、加熱温度が低すぎて、所望の電縫溶接部靭性を確保できない。一方、加熱温度が１１５０℃を超える高温では、組織の粗大化が生じ、所望の電縫溶接部靭性を確保できない。このようなことから、シ−ムアニーリング処理の加熱温度は８５０〜１１５０℃に限定した。
また、電縫溶接部におけるシームアニーリング処理後の冷却速度が、２０℃／ｓ未満では、冷却が遅すぎて、結晶粒径：１０μｍ以下の微細な擬ポリゴナルフェライト相を主相とする組織を確保できなくなり、所望の電縫溶接部硬さ、靭性を確保できない。一方、２００℃／ｓを超えた急速な冷却となると、電縫溶接部が擬ポリゴナルフェライト相を主相とする組織を確保できなくなり、所望の電縫溶接部靭性を確保できない。このようなことから、シームアニーリング処理後の冷却は、肉厚中央部の温度で７８０〜６３０℃の温度範囲の平均で２０〜２００℃／ｓの範囲の冷却速度に限定した。なお、冷却停止温度が５００℃を超えると、パーライト組織が生成し、所望の電縫溶接部硬さ、靭性を確保できなくなるおそれがある。このようなことから、シームアニーリング処理後の冷却停止温度は５００℃以下とすることが好ましい。なお、肉厚全域で、パーライトの生成を抑制するために冷却停止温度はより好ましくは４５０℃以下である。なお、シームアニーリング処理後に、材質安定化のためにさらに焼戻処理を行ってもよいことは言うまでもない。
なお、肉厚中央部の温度は、電磁場解析および伝熱解析（例えば、岡部ら：鉄と鋼，Ｖｏｌ.９３（２００７）Ｎｏ.５，ｐ３７３〜３７８）により溶接部断面内の温度分布を計算し、その結果を実際の外面および内面の温度によって補正することにより求める。
なお、肉厚中央部の温度は、電磁場解析および伝熱解析（例えば、岡部ら：鉄と鋼，Ｖｏｌ.９３（２００７）Ｎｏ.５，ｐ３７３〜３７８）により溶接部断面内の温度分布を計算し、その結果を実際の外面および内面の温度によって補正することにより求める。
上記した製造方法で製造された製品管は、上記した組成と、母材部および電縫溶接部がいずれも、体積率で９０％以上の、平均粒径：１０μｍ以下の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が、体積率で１０％以下の第二相とからなる組織を有し、電縫溶接部に非金属部が存在しない電縫鋼管である。このような電縫鋼管は、管軸方向で降伏強さＹＳ：４００ＭＰａ以上を有し、冷接等の溶接欠陥がなく、優れた耐内圧リーク性および優れた電縫溶接部靭性を有し、信頼性の高い電縫鋼管である。
なお、ここでいう「擬ポリゴナルフェライト」とは、アシキュラーフェライト、ベイニティックフェライトを含むものとする。また、「擬ポリゴナルフェライト」の平均粒径は、円周方向断面で肉厚中心部について、隣接する結晶粒間の傾角が１５°以上の粒界で囲まれた結晶粒の面積を測定し、得られた結晶粒の面積から換算した円相当直径をもとめ、それらの平均値をいうものとする。なお、隣接する結晶粒間の傾角は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）装置を用いて測定した値を用いる。
以下、さらに実施例に基づき、本発明について説明する。なお、以下の実施例において、表２−１および表２−２をあわせて表２と称し、表３−１および表３−２をあわせて表３と称する。また、表１鋼Ｎｏ．Ｎは欠番である。表２〜３において鋼管Ｎｏ．３３は欠番である。
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（肉厚：２５０ｍｍ）とした。これらスラブを鋼素材とし、該鋼素材に、加熱温度：１２００±２０℃の範囲内で１００±２０分間の範囲内で均熱保持する加熱処理を施し、ついで、粗圧延、仕上圧延からなり、累積圧下率：６１±１０％、仕上圧延温度：８１０±２０℃とする熱間圧延を施して、熱延鋼板（板厚：２５ｍｍ）とした。なお、熱間圧延終了後、熱延ランナウトテーブル上で、肉厚中央温度で、７８０℃〜６３０℃の温度域の平均冷却速度：２４±８℃で、冷却停止温度：５５０±２０℃まで冷却し、巻取温度：５３０±４０℃で巻き取った。
これらの熱延鋼板を、所定の幅にスリッティングした後、複数のケージロールとフィンパスロールとを連続して配設した成形ミルにより、冷間で連続して成形加工を施し管状体とした。その後、管状体の端部（熱延鋼板の幅端部）同士を突き合わせて、スクイズロールで加圧しながら、高周波加熱により管状体の端部を加熱し溶融させて電縫溶接して、外径２２インチ(外径５５８．８ｍｍφ×肉厚２５ｍｍ)の電縫鋼管に造管した。
なお、鋼種Ｂの電縫鋼管（鋼管Ｎｏ．１０〜２１）では、電縫溶接の入熱量（電流（Ａ）×電圧（ｋＶ））／（造管速度（ｍ／ｍｉｎ）／管厚（ｍｍ））を、基準（１．００）に対し１．１２〜０．８８の範囲で変動し、ｎ：１００本を製造し、すべてについて、「高感度アレイＵＴ」による非破壊検査と内圧試験を実施した。
なお、成形加工に際しては、フィンパスロールで、鋼板の幅端部に、表２に示す形状のテーパー開先を付与した。付与されたテーパー開先は、幅端面における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板肉厚方向の距離が鋼板肉厚の８〜９２％である開先とした。なお、テーパー開先の傾斜平均角度は、テーパーの無い場合に対して３０±８°とした。
電縫溶接後、特許第４５４４２４０号公報、特許第４９１０７７０号公報、特許第５０７６９８４号公報に記載の「管体の超音波探傷装置」を用いて、管体の管軸方向溶接部の溶接面に対し、表２に示すビーム幅となるように超音波を送波し、溶接面における酸化物或いは空隙等の非金属部からの反射波の一部または全部を受波し、エコー高さを求め、冷接等の欠陥の有無を調査した。
電縫溶接部を検査された管体には、ついで、電縫溶接部に、オンラインで、誘導加熱装置を用いてシームアニーリング処理を施した。シームアニーリング処理は、表２に示す加熱温度とし、肉厚中央温度で、７８０℃〜６３０℃の温度域を表２に示す平均冷却速度で、表２に示す冷却停止温度まで冷却する処理とした。
得られた管体（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、組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験、破壊靭性試験、内圧試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
得られた管体（電縫鋼管）の母材部（電縫溶接部から円周方向に９０°離れた位置）および電縫溶接部中央位置から、それぞれ組織観察用試験片を採取した。管軸方向に直交する面（Ｃ断面）を観察面とし、組織観察用試験片を研磨し、腐食（ナイタール液腐食）し、光学顕微鏡（倍率：４００倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：２０００倍）を用いて、肉厚中央位置付近の組織を観察し、各4視野以上で撮像した。得られた組織写真（走査型電子顕微鏡組織写真）を用い、構成する組織（相）の同定、および画像解析により、その組織分率を求めた。なお、面積分率で求めた場合は、三次元的に均質であるとして、面積分率の値を体積分率の値とした。
また、発明例では主相である「擬ポリゴナルフェライト」について、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）装置を用いて、肉厚中央位置で、隣接する結晶粒間の傾角が１５°以上の粒界で囲まれた結晶粒の面積を測定し、得られた面積から円相当直径をもとめ、それらの平均値を、擬ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径として求めた。
（１）組織観察
得られた管体（電縫鋼管）の母材部（電縫溶接部から円周方向に９０°離れた位置）および電縫溶接部中央位置から、それぞれ組織観察用試験片を採取した。管軸方向に直交する面（Ｃ断面）を観察面とし、組織観察用試験片を研磨し、腐食（ナイタール液腐食）し、光学顕微鏡（倍率：４００倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：２０００倍）を用いて、肉厚中央位置付近の組織を観察し、各4視野以上で撮像した。得られた組織写真（走査型電子顕微鏡組織写真）を用い、構成する組織（相）の同定、および画像解析により、その組織分率を求めた。なお、面積分率で求めた場合は、三次元的に均質であるとして、面積分率の値を体積分率の値とした。
また、発明例では主相である「擬ポリゴナルフェライト」について、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）装置を用いて、肉厚中央位置で、隣接する結晶粒間の傾角が１５°以上の粒界で囲まれた結晶粒の面積を測定し、得られた面積から円相当直径をもとめ、それらの平均値を、擬ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径として求めた。
（２）引張試験
得られた管体（電縫鋼管）の母材部（電縫溶接部から円周方向に９０°離れた位置）から、引張方向が管軸方向となるように、ＪＩＳ １２号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）を求めた。なお、ＴＳ：４９０ＭＰａ以上を良好と判断した。
（３）シャルピー衝撃試験
得られた管体（電縫鋼管）の母材部（電縫溶接部から円周方向に９０°離れた位置）および電縫溶接部中央位置から、それぞれ試験片の長手方向が、管の円周方向となるように、Ｖノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施した。試験温度は−６０℃とし、各３本ずつ試験し、その平均値を当該鋼管の吸収エネルギーｖＥ−６０（Ｊ）とした。なお、鋼種Ｂの電縫鋼管では、ｎ：１００で評価し、その最低値を示した。
（４）破壊靭性試験
得られた管体（電縫鋼管）の母材部（電縫溶接部から円周方向に９０°離れた位置）および電縫溶接部中央位置から、ＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して、試験片長手方向が管軸方向に直交する方向となるように、ＣＴＯＤ試験片を採取した。そして、ＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して、試験温度：０℃で、ＣＴＯＤ値を求めた。なお、ノッチ位置は、母材部、電縫溶接部中央位置とした。
なお、鋼種Ｂの電縫鋼管では、ｎ：１００で評価し、その最低値を示した。
得られた管体（電縫鋼管）の母材部（電縫溶接部から円周方向に９０°離れた位置）から、引張方向が管軸方向となるように、ＪＩＳ １２号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）を求めた。なお、ＴＳ：４９０ＭＰａ以上を良好と判断した。
（３）シャルピー衝撃試験
得られた管体（電縫鋼管）の母材部（電縫溶接部から円周方向に９０°離れた位置）および電縫溶接部中央位置から、それぞれ試験片の長手方向が、管の円周方向となるように、Ｖノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施した。試験温度は−６０℃とし、各３本ずつ試験し、その平均値を当該鋼管の吸収エネルギーｖＥ−６０（Ｊ）とした。なお、鋼種Ｂの電縫鋼管では、ｎ：１００で評価し、その最低値を示した。
（４）破壊靭性試験
得られた管体（電縫鋼管）の母材部（電縫溶接部から円周方向に９０°離れた位置）および電縫溶接部中央位置から、ＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して、試験片長手方向が管軸方向に直交する方向となるように、ＣＴＯＤ試験片を採取した。そして、ＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して、試験温度：０℃で、ＣＴＯＤ値を求めた。なお、ノッチ位置は、母材部、電縫溶接部中央位置とした。
なお、鋼種Ｂの電縫鋼管では、ｎ：１００で評価し、その最低値を示した。
（５）内圧試験
得られた管体（電縫鋼管）を試験鋼管とし、試験温度：０℃、内圧：０．９５×（常温降伏強さσｙＲＴ）の条件で行う内圧試験を実施した。なお、内圧試験は、Ｓ.Ｔｏｙｏｄａ,Ｓ.Ｇｏｔｏ,Ｔ.Ｏｋａｂｅ,Ｈ.Ｋｉｍｕｒａ,Ｓ.Ｉｇｉ,Ｙ．Ｍａｔｓｕｉ，Ｓ．Ｙａｂｕｍｏｔｏ，Ａ．Ｓａｔｏ，Ｍ．Ｓｕｚｕｋｉ，ａｎｄ Ｔ．Ｉｎｏｕｅ：Ｐｒｏｃ． ｏｆ ＩＰＣ（２０１２），ＩＰＣ２０１２−９０４４８．に記載された要領で、所定の温度（ここでは０℃）に保持した冷媒中に管体を保持し、ノッチ無しの条件で、試験鋼管に、内圧：０．９５×（常温降伏強さσｙＲＴ）を負荷して、リーク、破壊の有無を評価した。なお、「一部リーク」とは、１０本以上で評価した場合に０％を超え１０％以下の試験鋼管でリークを起した状態をいい、「リーク」とは、１０％を超える試験体でリークを起した状態をいう。
得られた管体（電縫鋼管）を試験鋼管とし、試験温度：０℃、内圧：０．９５×（常温降伏強さσｙＲＴ）の条件で行う内圧試験を実施した。なお、内圧試験は、Ｓ.Ｔｏｙｏｄａ,Ｓ.Ｇｏｔｏ,Ｔ.Ｏｋａｂｅ,Ｈ.Ｋｉｍｕｒａ,Ｓ.Ｉｇｉ,Ｙ．Ｍａｔｓｕｉ，Ｓ．Ｙａｂｕｍｏｔｏ，Ａ．Ｓａｔｏ，Ｍ．Ｓｕｚｕｋｉ，ａｎｄ Ｔ．Ｉｎｏｕｅ：Ｐｒｏｃ． ｏｆ ＩＰＣ（２０１２），ＩＰＣ２０１２−９０４４８．に記載された要領で、所定の温度（ここでは０℃）に保持した冷媒中に管体を保持し、ノッチ無しの条件で、試験鋼管に、内圧：０．９５×（常温降伏強さσｙＲＴ）を負荷して、リーク、破壊の有無を評価した。なお、「一部リーク」とは、１０本以上で評価した場合に０％を超え１０％以下の試験鋼管でリークを起した状態をいい、「リーク」とは、１０％を超える試験体でリークを起した状態をいう。
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、平均粒径：１０μｍ以下の微細な擬ポリゴナルフェライト相を主相とする組織を有し、試験温度：０℃、内圧：０．９５×（常温降伏強さσｙＲＴ）の条件で行う内圧試験で破壊はもちろん、リークもなく、耐内圧リーク性に優れ、所望の高強度（ＹＳ：４００ＭＰａ以上）で、かつ母材部はもちろん電縫溶接部においても０℃におけるＣＴＯＤ値が０．８０ｍｍ以上の優れた破壊靭性、−６０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ−６０：１１０Ｊ以上と優れた靭性を有する電縫鋼管となっている。
一方、本発明範囲を外れる比較例（後述のとおり、鋼管Ｎｏ．１０、２０、２１を除く）は、所望の高強度が得られていないか、所望の組織が得られていないか、あるいは電縫溶接部に非金属部が存在して、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ−６０が低いか、破壊靭性が低下しているか、あるいは内圧試験でリークが生じている。
テーパー開先形状が本発明範囲から外れる鋼管Ｎｏ．１、Ｎｏ.９は、シャルピー衝撃試験のｖＥ−６０が１１０Ｊ未満、０℃におけるＣＴＯＤ値０．８０ｍｍ未満と、所望の靭性を確保できず、内圧試験でリークが発生した。溶接部再加熱処理における加熱温度および平均冷却速度が範囲外となる鋼管Ｎｏ．５５〜５６および５９〜６０も同様であった。
また、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｃａ、Ｎ、Ｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｐｃｍのいずれかが本願成分範囲を外れる鋼管Ｎｏ．２６〜Ｎｏ．３５、４４〜４８、および５０〜５２は、電縫溶接部でｖＥ−６０が１１０Ｊ未満、０℃におけるＣＴＯＤ値０．８０ｍｍ未満と所望の靭性を確保できず、内圧試験で、少なくとも電縫溶接部でリークが発生した。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含まない鋼管Ｎｏ．４９は、母材部のＹＳおよびＴＳが不十分である。また、Ｃが本発明範囲を低く外れる鋼管Ｎｏ．２５は、ＹＳ：４００ＭＰａ未満で所望の強度を確保できていないうえ、母材部、電縫溶接部ともにｖＥ−６０が１１０Ｊ未満、０℃におけるＣＴＯＤ値０．８０ｍｍ未満と所望の靭性を確保できていない。
また、超音波探傷において、適正なビーム幅の場合には鋼管Ｎｏ． １１〜１９の場合のようにエコー高さ：２０％程度となるべきところ、本発明の範囲を外れるビーム幅であった鋼管Ｎｏ．１０、２０、２１においてはエコー高さが異なる値となり、管軸方向溶接面の酸化物が十分に少ないと判断できなかった。
また、超音波探傷において、適正なビーム幅の場合には鋼管Ｎｏ． １１〜１９の場合のようにエコー高さ：２０％程度となるべきところ、本発明の範囲を外れるビーム幅であった鋼管Ｎｏ．１０、２０、２１においてはエコー高さが異なる値となり、管軸方向溶接面の酸化物が十分に少ないと判断できなかった。
Claims (6)
- 質量％で
Ｃ：０．０２５〜０．１６８％、 Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：０．６０〜１．９０％、 Ｐ：０．００１〜０．０１８％、
Ｓ：０．０００１〜０．００２９％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３５％、 Ｎ：０．００５０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下、
さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３３％を、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み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、さらに、
母材部および電縫溶接部がいずれも、体積率で９０％以上の、平均粒径：１０μｍ以下の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が、体積率で１０％以下の第二相とからなる組織を有し、
管軸方向で降伏強さＹＳ：４００ＭＰａ以上の母材部を有し、
ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して行ったシャルピー衝撃試験の試験温度：−６０℃での吸収エネルギーｖＥ−６０が１１０Ｊ以上で、ＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して行ったＣＴＯＤ試験の試験温度：０℃におけるＣＴＯＤ値が０．８０ｍｍ以上の電縫溶接部靭性を有し、かつ試験温度：０℃、内圧：０．９５×（常温降伏強さσｙＲＴ）の条件で行う内圧試験において、リークが生じない、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％）であり、含有しない元素は０とする。 - 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％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする請求項１に記載の電縫鋼管。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜０．３５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とする請求項１または２に記載の電縫鋼管。
- 鋼管素材に、複数の、ケージロールとフィンパスロールとを連続して配設した成形ミルにより、冷間で連続して成形加工を施し管状体としたのち、スクイズロールで該管状体の端面同士を突き合わせ、加圧しながら該突き合わせた部位を高周波加熱により電縫溶接して管体とし、ついで、該管体の電縫溶接部の管軸方向溶接面を検査する電縫鋼管の製造方法において、
前記鋼管素材が、質量％で
Ｃ：０．０２５〜０．１６８％、 Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：０．６０〜１．９０％、 Ｐ：０．００１〜０．０１８％、
Ｓ：０．０００１〜０．００２９％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３５％、 Ｎ：０．００５０％以下、
Ｏ：０．００３０％以下、
さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３３％を、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み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成を有し、
前記鋼管素材を降伏強さＹＳ：３６０ＭＰａ以上を有する熱延鋼板とし、前記フィンパスロールによる成形で、前記熱延鋼板の幅方向端面に開先を付与するにあたり、該開先をテーパー開先とし、該テーパー開先のテーパー開始位置から管表面までの距離が、管外面からの距離と管内面からの距離との合計で鋼板肉厚に対する比率で１０〜８０％である開先とし、
前記検査を、前記管体の電縫溶接部の管軸方向溶接面に対し、ビーム幅が０．１ｍｍから４．０ｍｍの範囲となるように超音波を送波し、該溶接面からの反射波の一部または全部を受波するアレイ探触子を用いた超音波探傷装置により、前記管体の電縫溶接部に非金属部が所定量以上存在しないことを確認する検査とし、
前記検査後に、前記電縫溶接して得られた前記管体の電縫溶接部に、加熱温度：８５０〜１１５０℃に加熱し、肉厚中央部の温度で７８０〜６３０℃の範囲を平均冷却速度２０〜２００℃／ｓの範囲の冷却速度で、１５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する溶接部再加熱処理を施す、
ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して行ったシャルピー衝撃試験の試験温度：−６０℃での吸収エネルギーｖＥ−６０が１１０Ｊ以上で、ＢＳ ７４４８−１９９５の規定に準拠して行ったＣＴＯＤ試験の試験温度：０℃におけるＣＴＯＤ値が０．８０ｍｍ以上の電縫溶接部靭性を有し、かつ試験温度：０℃、内圧：０．９５×（常温降伏強さσｙＲＴ）の条件で行う内圧試験において、リークが生じないものである、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％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする請求項４に記載の電縫鋼管の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜０．３５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とする請求項４または５に記載の電縫鋼管の製造方法。
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