JP7284380B2 - ラインパイプ用電縫鋼管 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼管に関し、さらに詳しくは、ラインパイプ用電縫鋼管に関する。
掘削された原油や天然ガスを搬送するパイプラインは、複数のラインパイプで構成される。ラインパイプには、安全性の観点から高い強度及び靭性が要求される。ラインパイプ用の鋼管として、電気抵抗溶接鋼管（以下、ラインパイプ用電縫鋼管という）が利用される場合がある。そのため、ラインパイプ用電縫鋼管には、優れた靭性が求められる。ラインパイプはさらに、極寒冷地で使用されることがあるため、ラインパイプ用電縫鋼管には、特に低温靭性が求められる。
特開２００７－１３８２８９号公報（特許文献１）は、低温靭性を備えた高強度熱延鋼板を提案する。
特許文献１に開示された高強度熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１～０．０５％未満、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３～２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０５％、Ｎｂ：０．０３０～０．１０％を含み、かつ、Ｓｉ、Ｍｎが０．８Ｓｉ≦Ｍｎ≦Ｓｉ＋１．２を、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃが０．５＜（Ｔｉ＋Ｎｂ／２）／Ｃ＜４．０を満足するように含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼組成を有し、さらにベイニティックフェライト及び／又はフェライトからなる組織を有する。これにより、優れた強度及び低温靭性が得られる、と記載されている。
ところで、低温靭性を評価する指標として、ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ：落重試験）特性がある。ＤＷＴＴは、ノッチを入れた試験片に衝撃荷重をかけて破壊し、破断面の延性破面率及び／又は脆性破面率を測定する。ＤＷＴＴ特性ではたとえば、ＤＷＴＴにおいて８５％以上の延性破面率を有する温度を評価指標とする。しかしながら、近年、さらなる低温靭性が求められている。ＤＷＴＴよりも厳しい条件での評価として、ＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ：亀裂先端開口変位）試験がある。ＣＴＯＤ試験は、大型の構造物に亀裂が存在したときに曲げ荷重をかけると、割れ亀裂が進展する現象を模擬した試験である。亀裂を有する試験片に荷重を加えていくと、亀裂が急速に進展する現象「不安定破壊」が起こる。ＣＴＯＤ試験は、この亀裂が急速に進展する直前の開口部の変化（限界開口変位量δｃ）を評価指標とする。極寒冷地用のラインパイプ用電縫鋼管には、高いＣＴＯＤ特性が求められる。特許文献１ではＣＴＯＤ特性としての低温靭性について検討されていない。
本発明の目的は、高い強度と優れた低温靭性とを有するラインパイプ用電縫鋼管を提供することである。
本発明の実施の形態によるラインパイプ用電縫鋼管は、母材と、電縫溶接部と、シーム熱処理の熱影響部とを備える。上記母材は、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１００％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｎｂ：０．００３～０．２００％、Ｎ：０．００８０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｖ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃａ：０～０．０００８％、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。上記シーム熱処理の熱影響部のうち、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材の周方向２００～６００μｍ位置であって、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での外表面から３～５ｍｍ深さ位置である特定領域において、平均ビッカース硬さは２００～２４０である。上記特定領域のミクロ組織において、Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物の数密度は１２．０個／ｍｍ2以下である。上記シーム熱処理の熱影響部の肉厚をｔSとしたときに、シーム熱処理の熱影響部のｔS／４部のミクロ組織において、フェライトの面積率は０～４０％、残部は焼戻しベイナイトであり、平均結晶粒径は１５μｍ以下である。上記シーム熱処理の熱影響部のｔS／２部のミクロ組織において、フェライトの面積率は０～５０％、残部は焼戻しベイナイトであり、平均結晶粒径は１５μｍ以下である。上記母材の肉厚をｔBとしたときに、母材の、ｔB／４部及びｔB／２部のミクロ組織において、フェライトの面積率は０～５０％、残部はベイナイトであり、平均結晶粒径は１５μｍ以下である。
０．２０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．５３ （１）
０．１２０≦Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２２０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、含有されない場合はゼロとする。
０．２０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．５３ （１）
０．１２０≦Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２２０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、含有されない場合はゼロとする。
本発明によるラインパイプ用電縫鋼管は、高い強度と優れた低温靭性とを有する。
本発明者らは、ラインパイプ用電縫鋼管の強度及び低温靭性について調査及び検討を行い、次の知見を得た。
ラインパイプ用電縫鋼管は、一般的に鋼板をロール成形しながら、上記鋼板の両端を高周波加熱して突合せ溶接することによって製造される。そしてその後、電縫溶接部を含む所定の範囲に対して所定の条件で熱処理を施す。そのため、電縫溶接部と電縫溶接部を挟んだ両側の母材とには、熱処理が施された領域が形成される。なお、本願明細書においては、上記の熱処理をシーム熱処理といい、シーム熱処理が施され、Ａｃ3点以上の温度域まで加熱された領域をシーム熱処理の熱影響部という。シーム熱処理の熱影響部は、電縫溶接部と電縫溶接部を挟んだ両側の母材とを合わせた領域である。
高い強度と優れた低温靱性とを両立するためには、ラインパイプ用電縫鋼管の化学組成を調整することに加えて、母材及びシーム熱処理の熱影響部におけるミクロ組織を、それぞれ制御することが重要となる。
特に、シーム熱処理の熱影響部のミクロ組織の制御は、外表面側から熱処理を施した後に水冷することにより行う。そのため、シーム熱処理の熱影響部の外表面側と肉厚中央部とでは冷却速度に差が生じ、組織にばらつきが生じる。
組織のばらつきにより、シーム熱処理の熱影響部の外表面側と肉厚中央部とで硬さに大きな差が生じると、低温靱性を確保することが難しくなる。したがって、シーム熱処理の熱影響部に対する熱処理及び冷却の条件を厳密に管理することにより、シーム熱処理の熱影響部全体での組織のばらつきを極力低減する必要がある。
加えて、シーム熱処理の熱影響部を所定の条件で再加熱することにより、ラインパイプ用電縫鋼管の強度及び低温靱性を目的とする範囲に調整することが可能になる。
しかしながら、上記のようにラインパイプ用電縫鋼管のミクロ組織のばらつきを低減しても、ＣＴＯＤ試験の値が低い場合があった。そこで、本発明者らは、ラインパイプ用電縫鋼管が、ＣＴＯＤ試験において、－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ以上を満たすような、高い低温靭性を有するための条件について、さらに種々検討を行った。
本発明者らは、ラインパイプ用電縫鋼管の様々な部位において、ＣＴＯＤ試験の値を調査した。その結果、シーム熱処理の熱影響部においてＣＴＯＤ試験の値が特に低いことを見出した。具体的には、シーム熱処理の熱影響部のうち、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材の周方向２００～６００μｍ位置であって、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での外表面から３～５ｍｍ深さ位置において、ＣＴＯＤ試験の値が特に低かった。
そこで、本発明者らは、従来検討されていなかったシーム熱処理の熱影響部における低温靭性に着目し、シーム熱処理の熱影響部における低温靭性を高めれば、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性を高めることができると、考えた。本発明者らは、上記のラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材の周方向２００～６００μｍ位置であって、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での外表面から３～５ｍｍ深さ位置のミクロ組織（以下、特定領域ともいう）における低温靭性の低下を抑制する方法について、種々検討した。その結果、以下の知見を得た。
一般的に、鋼の硬さと靭性とは反比例する。つまり、鋼の硬さが高くなれば、鋼の靭性は低下する。そのため、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性を高めるためには、特定領域の硬さを低減すればよいと考えられる。しかしながら、本発明者らは、種々検討した結果、特定領域におけるＣａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物の数密度（以下、介在物密度ともいう）が特定の数値以下であれば、特定領域の硬さがある程度高くても、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性を高めることができることを見出した。具体的には次のとおりである。
本発明者らは、介在物について、特に、Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物（以下、特定介在物ともいう）に着目した。これらの特定介在物は、製鋼工程の２次精錬で溶鋼中に添加されるフラックス起因であるものが多く、特に低温靭性に影響を与えると考えたからである。図１は、特定領域における特定介在物の数密度（介在物密度）と、特定領域における平均ビッカース硬さと、ＣＴＯＤ特性との関係を示す図である。図１は、介在物密度を種々変更したラインパイプ用電縫鋼管を、後述の実施例の製造方法により製造し、製造したラインパイプ用電縫鋼管を用いて、後述の実施例に記載の特定領域での平均ビッカース硬さ及び介在物密度を測定し、さらにＣＴＯＤ試験を実施することにより得られた。図１中、ＣＴＯＤ試験において、－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ以上のもの、つまり高いＣＴＯＤ特性が得られたものを○で示す。図１中、ＣＴＯＤ試験において、－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ未満、つまりＣＴＯＤ特性が低かったものを×で示す。図１を参照して、特定領域での介在物密度が１２．０個／ｍｍ2以下であれば、ビッカース硬さが２００～２４０であっても、高い低温靭性が得られた。本願発明の化学組成及びミクロ組織を有するラインパイプ用電縫鋼管において、特定領域での介在物密度が１２．０個／ｍｍ2以下であり、かつ、特定領域での平均ビッカース硬さが２００～２４０であれば、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性を高めることができる。この理由はさだかではないが、以下のとおりと推測できる。
特定介在物は、割れの起点となる。本発明の実施の形態において、特定介在物とは、Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物を意味する。特定介在物はたとえば、酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが複合化された複合介在物である。酸化物系介在物とは、酸素（Ｏ）含有量が質量％で２０％以上の介在物である。酸化物系介在物とは、Ｃａ、Ａｌ及びＴｉからなる群から選択される１種以上と、Ｏとを含有する介在物である。酸化物系介在物はたとえば、ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＴｉＯ2、及び、それらが複合化された酸化物介在物である。硫化物系介在物とは、硫黄（Ｓ）含有量が質量％で３０％以上の介在物である。硫化物系介在物とはたとえば、ＣａとＳとを含有する介在物である。硫化物系介在物はたとえば、ＣａＳである。複合化された複合介在物とは、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが結合したものをいう。複合介在物は、質量％で、Ｏ：５％以上、及び、Ｓ：１０％以上を含有する。
特定領域において、特定介在物が起点となり割れが発生する理由は次のとおりと考えられる。ラインパイプ用電縫鋼管では、電縫溶接部及びその近傍であるシーム熱処理の熱影響部において、特定介在物が、電縫溶接部アプセットにより、両側から加圧される。加圧された特定介在物は、板状に変形して、割れの起点となりやすい。その結果、シーム熱処理の熱影響部の低温靭性が低下する。
したがって、シーム熱処理の熱影響部のうち、特定領域の介在物密度を低減すれば、高い靭性が得られる。
本発明者らはさらに、特定領域の介在物密度を低減する方法について検討した。その結果、以下の知見を得た。
特定介在物は、上記のとおり、製鋼工程の２次精錬で溶鋼中に添加されるフラックス起因であるものを多く含む。そこで、本発明者らは、製鋼工程において、２次精錬での還流時間と、特定領域の介在物密度との関係に着目した。
図２は、製鋼工程の２次精錬における溶鋼の還流時間とＣａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物の数密度（介在物密度）との関係を示す図である。本発明の実施の形態において、還流時間とは、２次製錬において、脱硫フラックスを投入完了してから、溶鋼の撹拌を終了するまでの時間を意味する。図２は、還流時間を変化させて、後述の実施例の製造方法により、各種のラインパイプ用電縫鋼管を製造し、後述の実施例の方法により介在物密度を測定することにより得られた。図２を参照して、還流時間が７分以上であれば、介在物密度が顕著に低下する。つまり、還流時間が７分付近に、変曲点が存在する。より具体的には、還流時間が７分以上であれば、介在物密度を１２．０個／ｍｍ2以下にすることができる。
以上の知見に基づいて完成した本発明の実施の形態によるラインパイプ用電縫鋼管は、母材と、電縫溶接部と、シーム熱処理の熱影響部とを備える。上記母材は、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１００％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｎｂ：０．００３～０．２００％、Ｎ：０．００８０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｖ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃａ：０～０．０００８％、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。上記シーム熱処理の熱影響部のうち、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材の周方向２００～６００μｍ位置であって、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での外表面から３～５ｍｍ深さ位置である特定領域において、平均ビッカース硬さは２００～２４０である。上記特定領域のミクロ組織において、Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物の数密度は１２．０個／ｍｍ2以下である。上記シーム熱処理の熱影響部の肉厚をｔSとしたときに、シーム熱処理の熱影響部のｔS／４部のミクロ組織において、フェライトの面積率は０～４０％、残部は焼戻しベイナイトであり、平均結晶粒径は１５μｍ以下である。上記シーム熱処理の熱影響部のｔS／２部のミクロ組織において、フェライトの面積率は０～５０％、残部は焼戻しベイナイトであり、平均結晶粒径は１５μｍ以下である。上記母材の肉厚をｔBとしたときに、母材の、ｔB／４部及びｔB／２部のミクロ組織において、フェライトの面積率は０～５０％、残部はベイナイトであり、平均結晶粒径は１５μｍ以下である。
０．２０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．５３ （１）
０．１２０≦Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２２０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、含有されない場合はゼロとする。
０．２０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．５３ （１）
０．１２０≦Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２２０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、含有されない場合はゼロとする。
本発明の実施の形態によるラインパイプ用電縫鋼管の母材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｖ：０．００１～０．１０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．０００８％、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００１～０．００５０％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
本発明の実施の形態によるラインパイプ用電縫鋼管は、母材の肉厚が２５．４ｍｍ以下であるのが好ましい。
本発明の実施の形態によるラインパイプ用電縫鋼管は、母材と、電縫溶接部と、シーム熱処理の熱影響部とを有する。母材は円筒状であり、電縫溶接部はラインパイプ用電縫鋼管の軸方向に平行な方向に延在している。また、シーム熱処理の熱影響部は、ラインパイプ用電縫鋼管の周方向において、電縫溶接部と電縫溶接部を挟んだ両側の母材とを合わせた領域である。シーム熱処理の熱影響部とは、ラインパイプ用電縫鋼管のうち、シーム熱処理時に熱影響を受けた部分を意味する。
本発明においては、シーム熱処理の熱影響部のうち、特定領域の平均ビッカース硬さ及び介在物密度と、シーム熱処理の熱影響部及び母材の化学組成の調整及びミクロ組織の制御とが重要となる。なお、鋼板を電縫溶接してラインパイプ用電縫鋼管とする際には、溶接材料等を用いないため、実質的に、母材と、電縫溶接部と、シーム熱処理の熱影響部との化学組成は同一となる。
以下、本発明の実施の形態のラインパイプ用電縫鋼管について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［化学組成］
本発明の実施の形態のラインパイプ用電縫鋼管の母材の化学組成は、次の元素を含有する。
本発明の実施の形態のラインパイプ用電縫鋼管の母材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０３０～０．１００％
炭素（Ｃ）は、母材の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、炭化物が生成し、鋼の低温靭性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、鋼の溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３０～０．１００％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
炭素（Ｃ）は、母材の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、炭化物が生成し、鋼の低温靭性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、鋼の溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３０～０．１００％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、シーム熱処理の熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．０１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、シーム熱処理の熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．０１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Ｍｎ：０．５０～２．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎはさらに、鋼の低温靭性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなりすぎ、シーム熱処理の熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０～２．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．００％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎはさらに、鋼の低温靭性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなりすぎ、シーム熱処理の熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０～２．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．００％である。
Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎ系硫化物を形成する。そのため、低温靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎ系硫化物を形成する。そのため、低温靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ａｌ：０．０４０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は不可避に含有される。すなわち、Ａｌ含有量は０％超である。Ａｌは鋼を脱酸する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、Ａｌ窒化物が粗大化し、母材及びシーム熱処理の熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０４０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。本明細書において、Ａｌ含有量は鋼中の全Ａｌ含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は不可避に含有される。すなわち、Ａｌ含有量は０％超である。Ａｌは鋼を脱酸する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、Ａｌ窒化物が粗大化し、母材及びシーム熱処理の熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０４０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。本明細書において、Ａｌ含有量は鋼中の全Ａｌ含有量を意味する。
Ｔｉ：０．００３～０．０３０％
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、固溶したＮによる低温靭性の低下を抑制する。さらに、微細なＴｉＮが分散析出することにより、結晶粒の粗大化を抑制する。これにより、低温靭性が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、ＴｉＮが粗大化したり、粗大なＴｉＣが生成する。この場合、低温靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００３～０．０３０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は、０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２５％である。
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、固溶したＮによる低温靭性の低下を抑制する。さらに、微細なＴｉＮが分散析出することにより、結晶粒の粗大化を抑制する。これにより、低温靭性が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、ＴｉＮが粗大化したり、粗大なＴｉＣが生成する。この場合、低温靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００３～０．０３０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は、０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２５％である。
Ｎｂ：０．００３～０．２００％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣやＮと結合して微細なＮｂ炭窒化物を形成する。微細なＮｂ炭窒化物は、分散強化により鋼の強度を高める。Ｎｂはさらに、オーステナイト域の再結晶を抑制して、未再結晶圧延温度域を拡大する。Ｎｂはさらに、オーステナイトの焼き入れ性を向上させることによって、圧延後及びシーム熱処理後の加速冷却中に生成するフェライト及びベイナイトなどの組織を微細均一化する。その結果、鋼の母材及びシーム熱処理の熱影響部の低温靭性が高まる。Ｎｂ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、Ｎｂ炭窒化物が粗大化し、低温靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００３～０．２００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は、０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１００％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣやＮと結合して微細なＮｂ炭窒化物を形成する。微細なＮｂ炭窒化物は、分散強化により鋼の強度を高める。Ｎｂはさらに、オーステナイト域の再結晶を抑制して、未再結晶圧延温度域を拡大する。Ｎｂはさらに、オーステナイトの焼き入れ性を向上させることによって、圧延後及びシーム熱処理後の加速冷却中に生成するフェライト及びベイナイトなどの組織を微細均一化する。その結果、鋼の母材及びシーム熱処理の熱影響部の低温靭性が高まる。Ｎｂ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、Ｎｂ炭窒化物が粗大化し、低温靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００３～０．２００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は、０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１００％である。
Ｎ：０．００８０％以下
窒素（Ｎ）は、不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは、窒化物を形成して、加熱中のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。この場合、圧延工程においてオーステナイト粒が微細化し、変態後の結晶粒が微細になる。その結果、低温靭性が高まる。Ｎはさらに、固溶強化により鋼の強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、炭窒化物が粗大化し、母材だけでなくシーム熱処理の熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００８０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６０％である。
窒素（Ｎ）は、不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは、窒化物を形成して、加熱中のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。この場合、圧延工程においてオーステナイト粒が微細化し、変態後の結晶粒が微細になる。その結果、低温靭性が高まる。Ｎはさらに、固溶強化により鋼の強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、炭窒化物が粗大化し、母材だけでなくシーム熱処理の熱影響部の低温靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００８０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６０％である。
Ｏ：０．００５０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して、母材だけでなくシーム熱処理の熱影響部の低温靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して、母材だけでなくシーム熱処理の熱影響部の低温靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
上述のラインパイプ用鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は鋼の強度を高める。
Ｃｕ：０～１．００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、Ｃｕは低温靭性を低下させずに、鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼片加熱時及び溶接時に割れが生じやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は０～１．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、Ｃｕは低温靭性を低下させずに、鋼材の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼片加熱時及び溶接時に割れが生じやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は０～１．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
Ｎｉ：０～１．００％
ニッケル（Ｎｉ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。Ｎｉが含有される場合、Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｎｉはさらに、低温靭性を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～１．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５０％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。Ｎｉが含有される場合、Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｎｉはさらに、低温靭性を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～１．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５０％である。
Ｃｒ：０～１．００％
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。Ｃｒが含有される場合、析出強化により、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高めて、ベイナイト組織が生じる。その結果、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０～１．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は、０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．５０％である。
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。Ｃｒが含有される場合、析出強化により、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高めて、ベイナイト組織が生じる。その結果、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０～１．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は、０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．５０％である。
Ｍｏ：０～１．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。Ｍｏが含有される場合、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、炭窒化物を形成して、鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、Ｎｂと複合的に含有させることで、オーステナイト域の再結晶を抑制して、未再結晶圧延温度域を拡大する。Ｍｏはさらに、オーステナイトの焼入れ性を高め、圧延後及びシーム熱処理後の加速冷却中に生成するフェライト及びベイナイト等の組織を微細均一化する。その結果、ラインパイプ用電縫鋼管の母材及びシーム熱処理の熱影響部の低温靭性を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、強度が高くなりすぎる。Ｍｏ含有量が高すぎればさらに、低温靭性が著しく低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～１．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．５０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。Ｍｏが含有される場合、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、炭窒化物を形成して、鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、Ｎｂと複合的に含有させることで、オーステナイト域の再結晶を抑制して、未再結晶圧延温度域を拡大する。Ｍｏはさらに、オーステナイトの焼入れ性を高め、圧延後及びシーム熱処理後の加速冷却中に生成するフェライト及びベイナイト等の組織を微細均一化する。その結果、ラインパイプ用電縫鋼管の母材及びシーム熱処理の熱影響部の低温靭性を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、強度が高くなりすぎる。Ｍｏ含有量が高すぎればさらに、低温靭性が著しく低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～１．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．０１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．５０％である。
Ｖ：０～０．１０％
バナジウム（Ｖ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。Ｖが含有される場合、Ｖは、炭化物及び／又は窒化物を形成して、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は、０．００１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０６％である。
バナジウム（Ｖ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。Ｖが含有される場合、Ｖは、炭化物及び／又は窒化物を形成して、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は、０．００１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０６％である。
Ｂ：０～０．００５０％
ホウ素（Ｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｂ含有量は０％であってもよい。Ｂが含有される場合、Ｂは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。
ホウ素（Ｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｂ含有量は０％であってもよい。Ｂが含有される場合、Ｂは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。
Ｃａ：０～０．０００８％、
カルシウム（Ｃａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、Ｃａは、ＭｎＳの形態を制御して、球状化する。この場合、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性が高まる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、母材及びシーム熱処理の熱影響部のＣａの酸化物の個数が増加する。Ｃａの酸化物は破壊の起点となり、低温靭性が著しく低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０００８％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は、０．０００１％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０００５％である。
カルシウム（Ｃａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、Ｃａは、ＭｎＳの形態を制御して、球状化する。この場合、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性が高まる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、母材及びシーム熱処理の熱影響部のＣａの酸化物の個数が増加する。Ｃａの酸化物は破壊の起点となり、低温靭性が著しく低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０００８％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は、０．０００１％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０００５％である。
希土類元素：０～０．００５０％
希土類元素（ＲＥＭ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭが含有される場合、ＲＥＭは、硫化物を生成して、伸長したＭｎＳの生成を抑制する。その結果、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性が高まる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、ＲＥＭの酸化物の個数が増加する。その結果、鋼の低温靭性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は、０～０．００５０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４５％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭが含有される場合、ＲＥＭは、硫化物を生成して、伸長したＭｎＳの生成を抑制する。その結果、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性が高まる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、ＲＥＭの酸化物の個数が増加する。その結果、鋼の低温靭性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は、０～０．００５０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４５％である。
本発明の実施の形態において、ＲＥＭとは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）及びランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、プロメチウム（Ｐｍ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユウロピウム（Ｅｕ）、ガドリニウム（Ｇｄ）、テルビウム（Ｔｂ）、ジスプロシウム（Ｄｙ）、ホルミウム（Ｈｏ）、エルビウム（Ｅｒ）、ツリウム（Ｔｍ）、イッテルビウム（Ｙｂ）及びルテチウム（Ｌｕ）の合計１７元素の総称である。本発明の実施の形態において、ＲＥＭ含有量とは、上述の１７元素の１種又は２種以上の総含有量を意味する。
本発明の実施の形態によるラインパイプ用電縫鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、ラインパイプ用電縫鋼管を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本発明の実施の形態のラインパイプ用電縫鋼管に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［式（１）について］
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．２０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．５３ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、含有されない場合はゼロとする。
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．２０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．５３ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、含有されない場合はゼロとする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５と定義する。Ｃｅｑは、焼入れ性の指標である。Ｃｅｑが０．２０未満では、必要な強度が得られない。一方、Ｃｅｑが０．５３を超えると、鋼の強度が高くなりすぎて、低温靱性が低下する。したがって、Ｃｅｑは０．２０～０．５３とする。Ｃｅｑは０．３０以上であるのが好ましく、０．５０以下であるのが好ましい。
［式（２）について］
上記化学組成はさらに、式（２）を満たす。
０．１２０≦Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２２０ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、含有されない場合はゼロとする。
上記化学組成はさらに、式（２）を満たす。
０．１２０≦Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２２０ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、含有されない場合はゼロとする。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂと定義する。Ｐｃｍは、溶接性の指標である。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＢは、鋼の強度を高める。Ｐｃｍが０．１２０未満の場合、必要な強度が得られない。一方、Ｐｃｍが０．２２０を超えると、鋼の溶接性が低下する。したがって、Ｐｃｍは、０．１２０～０．２２０である。Ｐｃｍは０．１５０以上であるのが好ましく、０．１８５以下であるのが好ましい。
［シーム熱処理の熱影響部］
シーム熱処理の熱影響部は、ラインパイプ用電縫鋼管の周方向において、電縫溶接部と電縫溶接部を挟んだ両側の母材とを合わせた領域である。シーム熱処理の熱影響部とは、ラインパイプ用電縫鋼管のうち、シーム熱処理時に熱影響を受けた部分を意味する。シーム熱処理とは、ラインパイプ用熱延鋼板の長手方向の両端面を電縫溶接により溶接し、ラインパイプ用電縫鋼管を製造した後、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部周辺を加熱する処理を意味する。
シーム熱処理の熱影響部は、ラインパイプ用電縫鋼管の周方向において、電縫溶接部と電縫溶接部を挟んだ両側の母材とを合わせた領域である。シーム熱処理の熱影響部とは、ラインパイプ用電縫鋼管のうち、シーム熱処理時に熱影響を受けた部分を意味する。シーム熱処理とは、ラインパイプ用熱延鋼板の長手方向の両端面を電縫溶接により溶接し、ラインパイプ用電縫鋼管を製造した後、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部周辺を加熱する処理を意味する。
［特定領域］
本発明の実施の形態において、シーム熱処理の熱影響部のうち、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材の周方向２００～６００μｍ位置であって、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での外表面から３～５ｍｍ深さ位置を特定領域とする。
本発明の実施の形態において、シーム熱処理の熱影響部のうち、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材の周方向２００～６００μｍ位置であって、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での外表面から３～５ｍｍ深さ位置を特定領域とする。
［特定領域の硬さ］
特定領域において、平均ビッカース硬さは、２００～２４０である。特定領域の平均ビッカース硬さが２００未満であれば、ラインパイプ用電縫鋼管として必要な硬さが不足する。その結果、ラインパイプ用電縫鋼管として必要な強度が得られない。一方、特定領域の平均ビッカース硬さが２４０を超えると、硬くなりすぎる。硬くなりすぎると、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性が低下する。したがって、特定領域において、平均ビッカース硬さは、２００～２４０である。
特定領域において、平均ビッカース硬さは、２００～２４０である。特定領域の平均ビッカース硬さが２００未満であれば、ラインパイプ用電縫鋼管として必要な硬さが不足する。その結果、ラインパイプ用電縫鋼管として必要な強度が得られない。一方、特定領域の平均ビッカース硬さが２４０を超えると、硬くなりすぎる。硬くなりすぎると、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性が低下する。したがって、特定領域において、平均ビッカース硬さは、２００～２４０である。
特定領域の平均ビッカース硬さは、次のとおり測定する。ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材方向に２００～６００μｍ位置において、ラインパイプ用電縫鋼管の管軸方向に垂直な断面であって、かつ外表面から３～５ｍｍ深さ位置を含む断面（以下、測定面という）を有する試験片を採取する。測定面において、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠した方法で、ビッカース硬さ試験を実施する。このときの試験力は９．８Ｎとする。具体的には、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材方向に２００μｍ位置、４００μｍ位置及び６００μｍ位置のそれぞれにおいて、外表面から３ｍｍ深さ位置、４ｍｍ深さ位置及び５ｍｍ深さ位置までの合計９か所において、硬さ測定を行う。合計９か所測定した硬さの平均値を、特定領域の平均ビッカース硬さとする。
［特定領域のミクロ組織］
［特定介在物］
特定領域のミクロ組織において、Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物（以下、特定介在物ともいう）の数密度は、１２．０個／ｍｍ2以下である。
［特定介在物］
特定領域のミクロ組織において、Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物（以下、特定介在物ともいう）の数密度は、１２．０個／ｍｍ2以下である。
本発明の実施の形態において、介在物とは、製造工程中に晶出及び析出する化合物を言う。本発明の実施の形態において、特定介在物とは、Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物を意味する。特定介在物はたとえば、酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが複合化された複合介在物である。酸化物系介在物とは、酸素（Ｏ）含有量が質量％で２０％以上の介在物である。酸化物系介在物とは、Ｃａ、Ａｌ及びＴｉからなる群から選択される１種以上と、Ｏとを含有する介在物である。酸化物系介在物はたとえば、ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＴｉＯ2、及び、それらが複合化された酸化物介在物である。硫化物系介在物とは、硫黄（Ｓ）含有量が質量％で３０％以上の介在物である。硫化物系介在物とはたとえば、ＣａとＳとを含有する介在物である。硫化物系介在物はたとえば、ＣａＳである。複合化された複合介在物とは、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが結合したものをいう。複合介在物は、質量％で、Ｏ：５％以上、及び、Ｓ：１０％以上を含有する。
本発明の実施の形態において、特定介在物のサイズは、たとえば、２μｍ以上である。
特定介在物は、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性を低下させる。特に、鋼中にＣａが含有された場合、低融点の特定介在物が生成する。特定介在物の融点が低ければ電縫溶接時に介在物が延伸される。延伸された特定介在物は、割れの起点となる。その結果、特定領域の低温靭性が低下する。したがって、介在物密度は少ないほうが好ましい。
介在物密度が１２．０個／ｍｍ2を超えると、特定領域のビッカース硬さを大幅に低下させないと、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性が低下する。介在物密度は、０個／ｍｍ2であるのが好ましい。介在物密度の好ましい上限は、９．０個／ｍｍ2であり、さらに好ましくは６．０個／ｍｍ2である。
［介在物密度の測定方法］
Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物の数密度（介在物密度）は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）－ＥＤＳ（エネルギ分散型Ｘ線マイクロアナライザ）で測定する。具体的には以下のとおりである。
Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物の数密度（介在物密度）は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）－ＥＤＳ（エネルギ分散型Ｘ線マイクロアナライザ）で測定する。具体的には以下のとおりである。
ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材方向に２００～６００μｍ位置において、ラインパイプ用電縫鋼管の管軸方向に垂直な断面であって、かつ外表面から３～５ｍｍ深さ位置を含む断面（以下、観察面という）を有する試験片を採取する。ＳＥＭ－ＥＤＳを用いて、Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物を特定し、数密度を測定する。倍率は５００倍、測定視野は０．３ｍｍ×３ｍｍとする。測定後、目標とする特定介在物以外の異物の混入を防ぐため、以下のデータは除外する。円相当径が２μｍ以下の介在物、Ｏを８５％超含有する物質、Ｎａを５％超含有する物質、Ｓｉを７５％超含有する物質、Ｃｌを９５％超含有する物質、及び、Ｋを５％超含有する物質は除外する。
［シーム熱処理の熱影響部のミクロ組織］
上述のように、ラインパイプ用電縫鋼管の強度及び低温靱性を高めるためには、シーム熱処理の熱影響部におけるミクロ組織の制御も重要となる。以下、シーム熱処理の熱影響部のミクロ組織について、以下に詳しく説明する。
上述のように、ラインパイプ用電縫鋼管の強度及び低温靱性を高めるためには、シーム熱処理の熱影響部におけるミクロ組織の制御も重要となる。以下、シーム熱処理の熱影響部のミクロ組織について、以下に詳しく説明する。
シーム熱処理の熱影響部における低温靱性を確保する観点から、シーム熱処理の熱影響部のミクロ組織は、焼戻しベイナイトが主体である必要がある。焼戻しベイナイトは、ベイナイトが焼戻された組織を示し、ラス状フェライト（グラニュラーベイナイトも含む）と炭化物、パーライト、焼戻しマルテンサイトから選択される１種以上を含む組織をいう。
ここで、本発明におけるベイナイトには、ラス状のフェライトと炭化物との混合組織だけではなく、組織中にパーライト及びＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）から選択される１種又は２種を含む混合組織も含まれ、さらにラス状形態が崩れているグラニュラーベイナイトも含まれるものとする。
また、シーム熱処理の熱影響部のミクロ組織には、必要に応じてフェライトが含まれていてもよい。しかしながら、その面積率が過剰であると必要な強度が得られにくいため、フェライトの面積率は所定値以下に調整する必要がある。
シーム熱処理の熱影響部のミクロ組織の制御は、ラインパイプ用電縫鋼管の外表面側から熱処理を施した後に水冷することにより行う。そのため、シーム熱処理の熱影響部の外表面側と、肉厚中央部とでは冷却速度に差が生じ、ミクロ組織にばらつきが生じる。したがって、シーム熱処理の熱影響部において、許容されるフェライトの面積率は深さごとに異なる。
具体的には、シーム熱処理の熱影響部の肉厚をｔSとしたときに、シーム熱処理の熱影響部のｔS／４部においては、フェライトの面積率は、０～４０％とする。さらに、シーム熱処理の熱影響部のｔS／２部においては、フェライトの面積率は、０～５０％とする。いずれの部位においても、フェライト以外の残部は焼戻しベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである。各位置に含まれるフェライトの面積率が高すぎる場合、強度が低下する。
なお、本発明の実施の形態において、シーム熱処理の熱影響部のｔS／４部及びｔS／２部とは、それぞれ、シーム熱処理の熱影響部の外表面からｔS／４の深さ位置及びｔS／２の深さ位置を意味する。外表面とは、ラインパイプ用電縫鋼管の外周側の表面を意味する。
また、良好な低温靱性を確保するためには、結晶粒の細粒化が重要であり、シーム熱処理の熱影響部のいずれの深さ位置においても、平均結晶粒径を１５μｍ以下に制御する必要がある。シーム熱処理の熱影響部における平均結晶粒径は１３μｍ以下であるのが好ましい。
本発明の実施の形態において、ミクロ組織は以下のとおり求める。まず、シーム熱処理の熱影響部の厚さ方向断面から２個、試験片を切り出し、組織観察用及び粒径測定用に供する。
なお、本発明の実施の形態において、シーム熱処理の熱影響部の厚さ方向断面とは、シーム熱処理の熱影響部を通り、かつ、ラインパイプ用電縫鋼管の管軸方向に垂直な断面のことである。
本発明の実施の形態において、フェライトの面積率は、次の方法で測定される。採取された組織観察用の試料をコロイダルシリカ研磨剤で３０～６０分研磨する。研磨された試料をＥＢＳＰ－ＯＩＭ（商標）（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ－Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて解析し、フェライトの面積率を求める。視野範囲は、２００μｍ×５００μｍとする。観察倍率は４００倍とし、測定ステップは０．３μｍとする。
具体的には、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（商標）に装備されているＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）法にてフェライトの面積率を求める。
ＫＡＭ法では、測定データのうち、任意のひとつの正六角形のピクセルを中心のピクセルとする。この中心のピクセルに隣り合う６個のピクセルを用いた第一近似（全７ピクセル）、もしくはこれらの６個のピクセルのさらにその外側の１２個のピクセルも用いた第二近似（全１９ピクセル）、もしくはこれら１２個のピクセルのさらに外側の１８個のピクセルも用いた第三近似（全３７ピクセル）について、各ピクセル間の方位差を求める。求めた方位差を平均し、得られた平均値をその中心のピクセルの値とする。この操作をピクセル全体に対して行う。
本発明の実施の形態では、第三近似により隣接するピクセル間の方位差５°以下となるものを表示させる。本発明の実施の形態では、視野範囲の全面積に対する、方位差第三近似１°以下と算出されたピクセルの面積率をフェライトの面積率と定義する。方位差第三近似１°を超えるものは、ベイナイト等のフェライト以外の組織とする。
そして、シーム熱処理の熱影響部のフェライトの面積率は、電縫溶接部中心位置と、中心位置から周方向に両側０．５ｍｍピッチで各３点ずつ、計７か所測定したフェライトの面積率の平均値である。
平均結晶粒径は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（商標）を用いて測定する。具体的には、フェライトの面積率の測定と同様に、試料を採取及び研磨する。研磨された試料をＥＢＳＰ－ＯＩＭ（商標）を用いて解析する。より具体的には、一定測定ステップごとの方位測定で、隣り合う測定点の方位差が、１５°を超えた位置を粒界とする。１５°は大傾角粒界の閾値であり、一般的に結晶粒界として認識されている。
粒界に囲まれた領域を結晶粒として、その粒径及び結晶粒の表面積を求める。得られた粒径及び表面積からエリア平均粒径を求める。本明細書中において、求めたエリア平均粒径を平均結晶粒径とする。なお、視野範囲は、２００μｍ×５００μｍとする。観察倍率は４００倍とし、測定ステップは０．３μｍとする。
シーム熱処理の熱影響部の平均結晶粒径は、電縫溶接部中心位置と、中心位置から周方向に両側０．５ｍｍピッチで各３点ずつ、計７か所測定した平均結晶粒径の平均値である。
［母材のミクロ組織］
ラインパイプ用電縫鋼管の強度及び低温靱性を担保するためには、母材のミクロ組織の制御も重要となる。具体的には、母材の肉厚をｔBとしたときに、母材のｔB／４部及びｔB／２部のミクロ組織を、面積％で、０～５０％のフェライトを含み、残部がベイナイトとする必要がある。母材中に含まれるフェライトの面積率が５０％を超えると、強度が低下するおそれがある。
ラインパイプ用電縫鋼管の強度及び低温靱性を担保するためには、母材のミクロ組織の制御も重要となる。具体的には、母材の肉厚をｔBとしたときに、母材のｔB／４部及びｔB／２部のミクロ組織を、面積％で、０～５０％のフェライトを含み、残部がベイナイトとする必要がある。母材中に含まれるフェライトの面積率が５０％を超えると、強度が低下するおそれがある。
なお、本発明において、母材のｔB／４部及びｔB／２部とは、それぞれ、母材の外表面からｔB／４の深さ位置及びｔB／２の深さ位置を意味する。
良好な低温靱性を確保するためには、母材のｔB／４部及びｔB／２部における平均結晶粒径を１５μｍ以下とする必要がある。上記の平均結晶粒径は１３μｍ以下とすることが好ましい。
母材のミクロ組織も、シーム熱処理の熱影響部と同様に求める。具体的には、母材の厚さ方向断面から２個、試験片を切り出し、組織観察用及び粒径測定用に供する。本発明において、母材の厚さ方向断面とは、電縫溶接部から鋼管の周方向に９０°離れた位置であって、ラインパイプ用電縫鋼管の管軸方向に垂直な断面のことである。採取された試験片について、シーム熱処理の熱影響部と同様に、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（商標）を用いて、フェライトの面積率を測定する。母材部のフェライトの面積率は、各板厚位置において、圧延方向に０．５ｍｍピッチで７か所測定したフェライトの面積率の平均値である。
母材の平均結晶粒径についても、シーム熱処理の熱影響部と同様に、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（商標）を用いて求める。母材部の平均結晶粒径は、各板厚位置で、圧延方向に０．５ｍｍピッチで７か所測定した平均結晶粒径の平均値である。
本発明の実施の形態によるラインパイプ用電縫鋼管において、上記以外の機械的性質については特に制限は設けない。しかしながら、ラインパイプとして使用する場合には、降伏応力は４４０ＭＰａ以上、引張強さは５００～７００ＭＰａであることが好ましい。
本発明の実施の形態によるラインパイプ用電縫鋼管の肉厚について特に制限は設けない。しかしながら、ラインパイプとして使用する場合には、管内を通過する流体の輸送効率向上の観点から、肉厚は１０．０ｍｍ以上であるのが好ましく、１５．０ｍｍ以上であるのがより好ましい。一方、ラインパイプ用電縫鋼管の肉厚は、一般的に２５．４ｍｍが上限となる。
［製造方法］
本発明に係るラインパイプ用電縫鋼管は、たとえば、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。
本発明に係るラインパイプ用電縫鋼管は、たとえば、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。
本製造方法では、上述した化学組成を満たす溶鋼を用いて、素材であるスラブを製造する（製鋼工程）。製造されたスラブを粗圧延機及び仕上げ圧延機で圧延して鋼板を製造する（圧延工程）。製造された鋼板を巻取る（巻取り工程）。以上の製造工程により、ラインパイプ用熱延鋼板が製造される。
さらに、ラインパイプ用熱延鋼板を成形及び電縫溶接して製管し、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する（製管工程）。製管工程後、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部を加熱してノルマライズ処理を実施する（ノルマライズ処理工程）。本発明の実施の形態の製造方法を用いれば、板厚を１２ｍｍ以上としても、電縫溶接部において、優れた低温靭性が得られる。以下、それぞれの工程について詳しく説明する。
［製鋼工程］
上述の化学組成を有する素材を準備する。具体的には、上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて、素材（スラブ）を製造する。連続鋳造法により鋳片（スラブ）を製造してもよい。溶鋼を用いてインゴットを製造し、インゴットを分塊圧延して素材（スラブ）を製造してもよい。
上述の化学組成を有する素材を準備する。具体的には、上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて、素材（スラブ）を製造する。連続鋳造法により鋳片（スラブ）を製造してもよい。溶鋼を用いてインゴットを製造し、インゴットを分塊圧延して素材（スラブ）を製造してもよい。
溶鋼を製造する工程は、１次精錬と２次精錬とを含む。１次精錬はたとえば、転炉精錬である。転炉精錬では、精錬用反応容器に収納された溶鋼に対して、脱炭処理を実施する。２次精錬はたとえば、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ－Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス装置を用いて実施する。ＲＨ真空脱ガス装置では、取鍋内の溶鋼中に２本の管を浸漬させる。上記管の一方にアルゴンガスを吹き込んで、管内の溶鋼を真空槽内に上昇させる。溶鋼は真空槽内で真空に曝されたのち、もう一方の管を通って取鍋中に戻る。上記の取鍋から真空槽、真空槽から取鍋への溶鋼の流れを還流という。２次精錬では、脱硫処理、及び、酸素、窒素、水素等の脱ガス処理を実施する。
１次精錬の前に、溶銑予備処理工程を実施してもよい。溶銑予備処理工程では、脱燐処理及び脱硫処理を実施する。
溶鋼を製造する際、取鍋内の溶鋼を十分に攪拌する。本発明の実施の形態において、還流時間とは、２次製錬において、脱硫フラックスを投入完了してから、溶鋼の撹拌を終了するまでの時間を意味する。具体的には、２次精錬での還流時間を７分以上とする。介在物は、２次精錬で溶鋼中に添加されるフラックス起因であるものを多く含む。フラックス添加後、還流時間を長くすれば、溶鋼中において介在物が浮上する。そのため、２次精錬での還流時間を７分以上とすれば、溶鋼中において、より多くの介在物が浮上し、スラブに残存する介在物が低減する。その結果、介在物密度を、１２．０個／ｍｍ2以下にすることができる。２次精錬での還流時間が７分未満であれば、介在物がスラブに多く残存する。その結果、特定領域の低温靭性が低下する。還流時間の下限は、より好ましくは８分であり、さらに好ましくは、９分である。
［圧延工程］
圧延工程では、スラブを加熱し、粗圧延機及び仕上げ圧延機を用いて熱間圧延して、鋼板にする。粗圧延機及び仕上げ圧延機ともに、一列に並んだ複数の圧延スタンドを備え、各圧延スタンドはロール対を備える。
圧延工程では、スラブを加熱し、粗圧延機及び仕上げ圧延機を用いて熱間圧延して、鋼板にする。粗圧延機及び仕上げ圧延機ともに、一列に並んだ複数の圧延スタンドを備え、各圧延スタンドはロール対を備える。
上記のスラブを１０００℃以上の温度域まで加熱して熱間圧延を施す。１０００℃未満の加熱温度では圧延機の荷重負担が高くなり、圧延効率が著しく低下する。一方、上記加熱温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト粒の粗大化が生じ、微細な組織が得られなくなるおそれがあるため、１１５０℃以下とするのが好ましい。
また、熱間圧延時には、再結晶域での圧下比を２以上とし、未再結晶域での圧下比を３以上にすることが好ましい。特に未再結晶域での圧下比を３以上にすることで、母材の平均結晶粒径を１５μｍ以下にすることが可能になる。未再結晶域での圧下比は４以上とするのが好ましい。再結晶域と未再結晶域との境界は、鋼の組成に依存するが、９００～９５０℃程度となる。
圧延工程において、仕上げ圧延機の最終スタンドの出側での鋼板の表面温度を、仕上げ圧延温度（℃）と定義する。仕上げ圧延温度は、７７０℃以上とすることが好ましい。仕上げ圧延温度が７７０℃以上であれば、オーステナイト単相域で鋼板を圧延できる。この場合、十分な機械的性質を得られる。さらに、仕上げ圧延では、オーステナイト域での圧延を１パス以上でかつ１パスの圧下率を２０％以下とすることが好ましい。
圧延工程で製造された鋼板を冷却する。冷却はたとえば、水冷装置による水冷である。冷却は、４５０～５５０℃の温度範囲まで水冷することが好ましい。４５０～５５０℃の温度範囲まで水冷すれば、粒成長により結晶粒が粗大化することによる強度の低下を防止できる。
冷却工程での冷却速度はたとえば、５℃／ｓ以上である。この場合、フェライト粒の粗大化を防ぎ、ラインパイプ用電縫溶接部の低温靭性を十分得られる。
［巻取り工程］
巻取り工程では、冷却された鋼板を巻取り、コイル状のラインパイプ用熱延鋼板にする。
巻取り工程では、冷却された鋼板を巻取り、コイル状のラインパイプ用熱延鋼板にする。
コイル状のラインパイプ用熱延鋼板巻取り時の鋼板の表面温度（以下、巻取り温度という）はたとえば、４５０～６００℃である。巻取り温度が４５０～６００℃であれば、結晶粒の粗大化を抑制でき、シーム熱処理の熱影響部において十分な低温靭性が得られる。
以上の製造工程により、本発明の実施の形態のラインパイプ用熱延鋼板が製造される。
［製管工程］
コイルにされた熱延鋼板を巻戻しながら、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する。具体的には、ラインパイプ用熱延鋼板を連続した成形ロールによる曲げ加工によりオープンパイプにする。続いて、オープンパイプの継目部、つまりラインパイプ用熱延鋼板の長手方向の両端面を電縫溶接により溶接し、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する。
コイルにされた熱延鋼板を巻戻しながら、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する。具体的には、ラインパイプ用熱延鋼板を連続した成形ロールによる曲げ加工によりオープンパイプにする。続いて、オープンパイプの継目部、つまりラインパイプ用熱延鋼板の長手方向の両端面を電縫溶接により溶接し、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する。
［シーム熱処理工程］
製管後、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部周辺を加熱してシーム熱処理を実施する。加熱処理方法はたとえば、高周波誘導加熱、バーナー加熱、又は、電気抵抗加熱である。加熱の応答性及び均一性に優れる高周波誘導加熱を採用することが好ましい。シーム熱処理温度は９００～１０５０℃である。熱処理温度が９００℃未満であれば、電縫溶接部の組織がオーステナイトに変態しない。そのため、最終組織の平均結晶粒径が微細にならない。熱処理温度が１０５０℃を超えれば、オーステナイト粒が粗大化する。そのため結晶粒径を微細化できず、電縫溶接部の低温靭性が低下する。
製管後、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部周辺を加熱してシーム熱処理を実施する。加熱処理方法はたとえば、高周波誘導加熱、バーナー加熱、又は、電気抵抗加熱である。加熱の応答性及び均一性に優れる高周波誘導加熱を採用することが好ましい。シーム熱処理温度は９００～１０５０℃である。熱処理温度が９００℃未満であれば、電縫溶接部の組織がオーステナイトに変態しない。そのため、最終組織の平均結晶粒径が微細にならない。熱処理温度が１０５０℃を超えれば、オーステナイト粒が粗大化する。そのため結晶粒径を微細化できず、電縫溶接部の低温靭性が低下する。
シーム熱処理に続いて、加熱された電縫溶接部周辺を冷却する。このとき、冷却時の水冷停止温度が５００℃未満であれば、電縫溶接部の外表層の強度が上昇し、内表層と外表層との硬さの差が大きすぎて、シーム熱処理の熱影響部の低温靭性が低下する場合がある。一方、水冷停止温度が６００℃を超えれば、所望の強度が得られない。したがって、水冷停止温度は５００～６００℃とするのが好ましい。なお、「水冷停止温度」とは、ラインパイプ用電縫鋼管を冷却する際の、ラインパイプ用電縫鋼管の外表層で復熱して、しばらく安定する際の、ラインパイプ用電縫鋼管の表面温度を意味する。
冷却方法は、たとえば、冷却開始温度からラインパイプ用電縫鋼管を連続的に強制冷却する、連続冷却処理である。このような連続冷却処理として、たとえば、シャワー水冷や、ミスト冷却、又は、強制風冷によりラインパイプ用電縫鋼管を加速冷却する方法がある。
シーム熱処理工程時、一般的に外面部から加熱されることが多いが、外面部と内面部との加熱時の温度差又は冷却時の外面部と内面部との冷却速度差等に起因して、熱処理後の冷却中に電縫溶接部及びシーム熱処理の熱影響部の組織中に硬質のマルテンサイトが生成し、電縫溶接部靭性を低下させる場合がある。
これら硬質マルテンサイト生成による靭性低下を防ぐためには、硬質のマルテンサイト相を焼き戻し、硬さの低下及び靭性の回復処理を行う必要がある。このためには、当該電縫溶接部周辺を再び５００～７００℃に加熱することが好ましい。また、シーム熱処理において、５００～６００℃の温度範囲で水冷を停止した後に、そのまま保温処理を施してもよい。
以上の処理を行うことにより、シーム熱処理の熱影響部のミクロ組織及び硬さを上述した範囲に制御することが可能になる。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す鋼Ａ１～鋼Ｂ３の溶鋼を連続鋳造してスラブを製造した。
鋼Ａ１～鋼Ｂ３の複数のスラブを用いて、表２に示す製造条件で、試験番号１～試験番号１８のラインパイプ用電縫鋼管を製造した。
具体的には、各試験番号のスラブを、加熱炉で加熱した。熱間圧延での加熱温度は表２に示すとおりであった。５５～１００ｍｍの厚さまで、再結晶域で熱間圧延を行った。その後、未再結晶域において、表２に示す圧下比で、表２に示す厚さまで熱間圧延を行った。続いて、５℃／ｓ以上の冷却速度で、４５０～５５０℃の温度範囲まで水冷を実施した。水冷後、表２に示す巻取り温度で巻取り、コイル状のラインパイプ用熱延鋼板にした。
上記のラインパイプ用熱延鋼板を成形ロールによる曲げ加工によりオープンパイプにした。続いて、オープンパイプの継目部、つまりラインパイプ用熱延鋼板の長手方向の両端面を電縫溶接により溶接し、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する、電縫溶接を行った。電縫溶接後、シーム熱処理を実施した。シーム熱処理条件は以下のとおりであった。高周波誘導加熱により電縫溶接部周辺を表２の加熱温度に加熱し、表２の保持時間、保持した。保持後、表２の水冷停止温度まで水冷した。水冷後、試験Ｎｏ．１６を除き、再び高周波誘導加熱により表２の再加熱温度まで加熱を行った。以上の製造工程により、外径４０６．４ｍｍのラインパイプ用電縫鋼管を製造した。
［試験方法］
［結晶粒径測定］
平均結晶粒径は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（商標）を用いて、上記の方法により測定した。母材についての測定結果を表３に、シーム熱処理の熱影響部についての測定結果を表４にそれぞれ示す。
［結晶粒径測定］
平均結晶粒径は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（商標）を用いて、上記の方法により測定した。母材についての測定結果を表３に、シーム熱処理の熱影響部についての測定結果を表４にそれぞれ示す。
［降伏応力（ＹＳ）及び引張強さ（ＴＳ）測定］
さらに、電縫溶接部からラインパイプ用電縫鋼管の周方向に１８０°離れた位置において、ＡＰＩ５Ｌ規格に準拠した全厚試験片を円周方向に２本ずつ採取した。そして、常温にて引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）及び引張強さ（ＴＳ）を測定した。引張試験は、ＡＰＩ規格に準拠して行った。結果を表５に示す。
さらに、電縫溶接部からラインパイプ用電縫鋼管の周方向に１８０°離れた位置において、ＡＰＩ５Ｌ規格に準拠した全厚試験片を円周方向に２本ずつ採取した。そして、常温にて引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）及び引張強さ（ＴＳ）を測定した。引張試験は、ＡＰＩ規格に準拠して行った。結果を表５に示す。
本発明においては、降伏応力が４４０ＭＰａ以上でかつ引張強さが５００ＭＰａ以上である場合に、高い強度を有すると判断することとする。
［特定領域の硬さ測定］
ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材方向に２００～６００μｍ位置において、ラインパイプ用電縫鋼管の管軸方向に垂直な断面であって、かつ外表面から３～５ｍｍ深さ位置を含む断面（以下、測定面という）を有する試験片を採取した。上記の方法により、特定領域の平均ビッカース硬さを測定した。結果を表４の「平均ビッカース硬さ」に示す。
ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材方向に２００～６００μｍ位置において、ラインパイプ用電縫鋼管の管軸方向に垂直な断面であって、かつ外表面から３～５ｍｍ深さ位置を含む断面（以下、測定面という）を有する試験片を採取した。上記の方法により、特定領域の平均ビッカース硬さを測定した。結果を表４の「平均ビッカース硬さ」に示す。
［特定領域の介在物密度測定］
介在物密度は、ＳＥＭ－ＥＤＳを用いて測定した。具体的には、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材方向に２００～６００μｍ位置において、ラインパイプ用電縫鋼管の管軸方向に垂直な断面であって、かつ外表面から３～５ｍｍ深さ位置を含む断面（以下、観察面という）を有する試験片を採取した。上記の方法により、介在物密度を測定した。結果を表４の「介在物密度（個／ｍｍ2）」に示す。
介在物密度は、ＳＥＭ－ＥＤＳを用いて測定した。具体的には、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から母材方向に２００～６００μｍ位置において、ラインパイプ用電縫鋼管の管軸方向に垂直な断面であって、かつ外表面から３～５ｍｍ深さ位置を含む断面（以下、観察面という）を有する試験片を採取した。上記の方法により、介在物密度を測定した。結果を表４の「介在物密度（個／ｍｍ2）」に示す。
［ミクロ組織特定］
得られた各ラインパイプ用電縫鋼管の母材及びシーム熱処理の熱影響部の厚さ方向断面からそれぞれ２つずつ試験片を切り出し、組織観察用及び粒径測定用に供した。上記の方法により、ミクロ組織を特定した。
得られた各ラインパイプ用電縫鋼管の母材及びシーム熱処理の熱影響部の厚さ方向断面からそれぞれ２つずつ試験片を切り出し、組織観察用及び粒径測定用に供した。上記の方法により、ミクロ組織を特定した。
母材についての測定結果を表３の「組織」及び「Ｆ分率（面積％）」に、シーム熱処理の熱影響部についての測定結果を表４の「組織」及び「Ｆ分率（面積％）」にそれぞれ示す。表３の「組織」中、Ｆはフェライト、及び、Ｂはベイナイトを示す。表４の「組織」中、Ｆフェライト、及び、ＴＢは焼戻しベイナイトを示す。
［ＣＴＯＤ試験］
得られたラインパイプ用電縫鋼管から、特定領域を含んで長手方向に３００ｍｍ、円周方向に３００ｍｍの長さに切断し、特定領域を含んだＣＴＯＤ試験片を採取した。採取したＣＴＯＤ試験片に対して、ＢＳ７４４８：Ｐａｒｔ１ １９９１の規定に準拠して、試験温度－２０℃でＣＴＯＤ試験を実施し、特定領域での、－２０℃での限界開口変位量δｃ（ｍｍ）を測定した。結果を表５の「ＣＴＯＤ」に示す。－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ以上である場合に、低温靱性に優れると判断した。
得られたラインパイプ用電縫鋼管から、特定領域を含んで長手方向に３００ｍｍ、円周方向に３００ｍｍの長さに切断し、特定領域を含んだＣＴＯＤ試験片を採取した。採取したＣＴＯＤ試験片に対して、ＢＳ７４４８：Ｐａｒｔ１ １９９１の規定に準拠して、試験温度－２０℃でＣＴＯＤ試験を実施し、特定領域での、－２０℃での限界開口変位量δｃ（ｍｍ）を測定した。結果を表５の「ＣＴＯＤ」に示す。－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ以上である場合に、低温靱性に優れると判断した。
［試験結果］
表１～表５を参照して、試験番号１～９及び１８の鋼の化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たした。さらに、いずれの試験番号の製造条件も適切であった。そのため、試験番号１～９及び１８の特定領域において、平均ビッカース硬さが２００～２４０であり、特定領域のミクロ組織において、Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物密度が１２．０個／ｍｍ2以下であった。さらに、試験番号１～９及び１８のシーム熱処理の熱影響部及び母材の組織は適切であり、平均結晶粒径は１５μｍ以下であった。その結果、ＣＴＯＤ試験において、－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ以上であり、優れた低温靭性を示した。
表１～表５を参照して、試験番号１～９及び１８の鋼の化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たした。さらに、いずれの試験番号の製造条件も適切であった。そのため、試験番号１～９及び１８の特定領域において、平均ビッカース硬さが２００～２４０であり、特定領域のミクロ組織において、Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物密度が１２．０個／ｍｍ2以下であった。さらに、試験番号１～９及び１８のシーム熱処理の熱影響部及び母材の組織は適切であり、平均結晶粒径は１５μｍ以下であった。その結果、ＣＴＯＤ試験において、－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ以上であり、優れた低温靭性を示した。
一方、試験番号１０では、Ｃｅｑ及びＰｃｍが高かった。そのため、平均結晶粒径が１５μｍを超えた。その結果、ＣＴＯＤ試験において、－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ未満であり、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性が低かった。
試験番号１１では、Ｃｅｑ及びＰｃｍが低かった。そのため、シーム熱処理の熱影響部及び母材においてフェライト分率が高くなりすぎた。その結果、ラインパイプ用電縫鋼管の強度が低かった。
試験番号１２では、Ｃａ含有量が高かった。そのため、特定領域において、介在物密度が１２．０個／ｍｍ2を超えた。その結果、ＣＴＯＤ試験において、－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ未満であり、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性が低かった。
試験番号１３では、化学組成は本願範囲内であったものの、熱間圧延時の加熱温度が低かった。そのため、母材のフェライト分率が高くなりすぎ、平均結晶粒径も１５μｍを超えた。その結果、ラインパイプ用電縫鋼管の強度が低かった。
試験番号１４では、化学組成は本願範囲内であったものの、シーム熱処理時の加熱温度が高かった。そのため、シーム熱処理の熱影響部の平均結晶粒径も１５μｍを超えた。その結果、ＣＴＯＤ試験において、－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ未満であり、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性が低かった。
試験番号１５では、化学組成は本願範囲内であったものの、シーム熱処理後の冷却停止温度が低かった。そのため、平均結晶粒径が１５μｍを超えた。その結果、ＣＴＯＤ試験において、－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ未満であり、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性が低かった。
試験番号１６では、化学組成は本願範囲内であったものの、シーム熱処理後、再加熱も保温処理も実施しなかった。その結果、ＣＴＯＤ試験において、－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ未満であり、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性が低かった。再加熱及び保温処理を実施しなかったため、硬質マルテンサイトが生成し、鋼の硬さが高くなったためと考えられる。
試験番号１７では、化学組成は本願範囲内であったものの、製鋼工程の２次精錬で、還流時間が短かった。そのため、特定領域において、介在物密度が１２．０個／ｍｍ2を超えた。その結果、ＣＴＯＤ試験において、－２０℃での限界開口変位量δｃが０．２０ｍｍ未満であり、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性が低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (3)
- 母材と、電縫溶接部と、シーム熱処理の熱影響部とを備えるラインパイプ用電縫鋼管であって、
前記母材が、質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．１００％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．５０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．０４０％以下、
Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、
Ｎｂ：０．００３～０．２００％、
Ｎ：０．００８０％以下、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｃａ：０～０．０００８％、及び、
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、
前記シーム熱処理の熱影響部のうち、前記ラインパイプ用電縫鋼管の前記電縫溶接部から前記母材の周方向２００～６００μｍ位置であって、前記電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での外表面から３～５ｍｍ深さ位置である特定領域において、平均ビッカース硬さが２００～２４０であり、
前記特定領域のミクロ組織において、Ｃａ、Ａｌ、Ｏ及びＴｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する介在物の数密度が１２．０個／ｍｍ2以下であり、
前記シーム熱処理の熱影響部の肉厚をｔSとしたときに、
前記シーム熱処理の熱影響部のｔS／４部のミクロ組織において、フェライトの面積率が０～４０％、残部が焼戻しベイナイトであり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、
前記シーム熱処理の熱影響部のｔS／２部のミクロ組織において、フェライトの面積率が０～５０％、残部が焼戻しベイナイトであり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、
前記母材の肉厚をｔBとしたときに、
前記母材の、ｔB／４部及びｔB／２部のミクロ組織において、フェライトの面積率が０～５０％、残部がベイナイトであり、平均結晶粒径が１５μｍ以下である、ラインパイプ用電縫鋼管。
０．２０≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．５３ （１）
０．１２０≦Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２２０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、含有されない場合はゼロとする。 - 請求項１に記載のラインパイプ用電縫鋼管であって、
前記母材の前記化学組成は、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、
Ｃｒ：０．０１～１．００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．００１～０．１０％、
Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
Ｃａ：０．０００１～０．０００８％、及び、
希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００１～０．００５０％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、ラインパイプ用電縫鋼管。 - 請求項１又は請求項２に記載のラインパイプ用電縫鋼管であって、
前記母材の肉厚が２５．４ｍｍ以下である、ラインパイプ用電縫鋼管。
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