JPWO2020075297A1 - トーションビーム用電縫鋼管 - Google Patents

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Abstract

母材部が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０３〜１．２０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．２００％、Ａｌ：０．００５〜０．５００％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、及びＢ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物を含有し、式（ｉ）によって定義されるＶｃ９０が２〜１５０であり、含有質量比Ｔｉ／Ｎが３．４以上であり、母材１８０°位置のＬ断面における肉厚中央部の金属組織が焼戻しマルテンサイト組織であり、この焼戻しマルテンサイト組織中の旧γ粒の平均アスペクト比が２．０以下であり、管軸方向の引張強さが７５０〜９８０ＭＰａであるトーションビーム用電縫鋼管。ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５βａ … 式（ｉ）βａ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ … 式（ii）

Description

本開示は、トーションビーム用電縫鋼管に関する。
従来より、自動車構造部材（例えば自動車足回り部品）に用いる鋼材についての検討がなされている。
例えば、特許文献１には、自動車足回り部品鋼管等の機械構造鋼管に用いられる、疲労特性及び曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板が開示されている。
特許文献１：国際公開第２００９／１３３９６５号
自動車足回り部品の一つであるトーションビームには、高い強度（特に、管軸方向の引張強さ）が要求される。
一方、トーションビームは、トーションビーム用電縫鋼管に対して曲げ成形を施すことによって製造される場合がある。この場合、電縫鋼管の曲げ成形が施された部分（以下、「曲げ部」ともいう）の内面に、割れ（以下、「内面割れ」ともいう）が生じることがある。電縫鋼管の曲げ成形性の観点から、電縫鋼管に対し、耐内面割れ性を向上させることが求められる場合がある。
ここで、耐内面割れ性とは、電縫鋼管に対して曲げ成形を施した場合の内面割れを抑制できる性質を意味する。
上記特許文献１では、鋼管の耐内面割れ性を向上する観点からみた検討が一切なされておらず、更なる改善の余地が残されている。
本開示の課題は、管軸方向の引張強さに優れ、かつ、耐内面割れ性に優れたトーションビーム用電縫鋼管を提供することである。
上記課題を解決するための手段には、以下の態様が含まれる。
＜１＞ 母材部及び電縫溶接部を含み、
前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０３〜１．２０％、
Ｍｎ：０．３０〜２．５０％、
Ｐ：０〜０．０３０％、
Ｓ：０〜０．０１０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．２００％、
Ａｌ：０．００５〜０．５００％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｎ：０〜０．００６％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｃｕ：０〜１．０００％、
Ｎｉ：０〜１．０００％、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｖ：０〜０．２００％、
Ｗ：０〜０．１００％、
Ｃａ：０〜０．０２００％、
Ｍｇ：０〜０．０２００％、
Ｚｒ：０〜０．０２００％、
ＲＥＭ：０〜０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
下記式（ｉ）によって定義されるＶｃ９０が２〜１５０であり、
Ｎに対するＴｉの含有質量比が３．４以上であり、
前記電縫溶接部から管周方向に１８０°ずれた位置のＬ断面において、肉厚中央部の金属組織が焼戻しマルテンサイト組織であり、前記焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０以下であり、
Ｃ断面の肉厚中央部において、前記電縫溶接部から肉厚分の距離以内の領域の金属組織が、焼戻しマルテンサイト相と、焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方と、を含み、
管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びが観測され、
管軸方向の引張強さが７５０〜９８０ＭＰａであるトーションビーム用電縫鋼管。
ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５βａ … 式（ｉ）
βａ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ … 式（ii）
〔式（ｉ）中、βａは、式（ii）によって定義される値である。
式（ii）中、各元素記号は、各元素の質量％を表す。〕
＜２＞ 前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０％超１．０００％以下、
Ｎｉ：０％超１．０００％以下、
Ｃｒ：０％超１．００％以下、
Ｍｏ：０％超０．５０％以下、
Ｖ：０％超０．２００％以下、
Ｗ：０％超０．１００％以下、
Ｃａ：０％超０．０２００％以下、
Ｍｇ：０％超０．０２００％以下、
Ｚｒ：０％超０．０２００％以下、及び、
ＲＥＭ：０％超０．０２００％以下、
からなる群から選択される１種以上を含有する＜１＞に記載のトーションビーム用電縫鋼管。
＜３＞ 前記焼戻しマルテンサイト組織中のパケット粒の平均粒径が１０μｍ以下である＜１＞又は＜２＞に記載のトーションビーム用電縫鋼管。
＜４＞ 前記Ｌ断面における肉厚中央部の転位密度が２．０×１０１４ｍ−２以下である＜１＞〜＜３＞のいずれか１つに記載のトーションビーム用電縫鋼管。
＜５＞ 外径が５０〜１５０ｍｍであり、肉厚が２．０〜４．０ｍｍである＜１＞〜＜４＞のいずれか１つに記載のトーションビーム用電縫鋼管。
本開示によれば、管軸方向の引張強さに優れ、かつ、耐内面割れ性に優れたトーションビーム用電縫鋼管が提供される。
本開示の一例に係る電縫鋼管のＣ断面の一部を概念的に示す概略断面図であり、Ｃ断面の肉厚中央部において、電縫溶接部から肉厚分の距離以内の領域（即ち、電縫溶接部近傍）を説明するための図である。 実施例における曲げ試験の概要を模式的に示す概略図である。 実施例における曲げ試験において、電縫鋼管に曲げ成形を施すことによって得られた構造物の断面を模式的に示す概略断面図である。
本明細書中、「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
本明細書中、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
本明細書中に段階的に記載されている数値範囲において、ある段階的な数値範囲の上限値又は下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値又は下限値に置き換えてもよく、また、実施例に示されている値に置き換えてもよい。
本明細書中、成分（元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
本明細書中、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ含有量」と表記することがある。他の元素の含有量についても同様に表記することがある。
本明細書中、「Ｌ断面」とは、管軸方向及び肉厚方向に対して平行な断面を指し、「Ｃ断面」とは、管軸方向に対して垂直な断面を指す。
本開示のトーションビーム用電縫鋼管（以下、単に「電縫鋼管」ともいう）は、母材部及び電縫溶接部を含み、母材部の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０３〜１．２０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５０％、Ｐ：０〜０．０３０％、Ｓ：０〜０．０１０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．２００％、Ａｌ：０．００５〜０．５００％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、Ｎ：０〜０．００６％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃｕ：０〜１．０００％、Ｎｉ：０〜１．０００％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｖ：０〜０．２００％、Ｗ：０〜０．１００％、Ｃａ：０〜０．０２００％、Ｍｇ：０〜０．０２００％、Ｚｒ：０〜０．０２００％、ＲＥＭ：０〜０．０２００％、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、下記式（ｉ）によって定義されるＶｃ９０が２〜１５０であり、Ｎに対するＴｉの含有質量比が３．４以上であり、電縫溶接部から管周方向に１８０°ずれた位置のＬ断面において、肉厚中央部の金属組織が焼戻しマルテンサイト組織であり、この焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０以下であり、Ｃ断面の肉厚中央部において、電縫溶接部から肉厚分の距離以内の領域の金属組織が、焼戻しマルテンサイト相と、焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方と、を含み、管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びが観測され、管軸方向の引張強さが７５０〜９８０ＭＰａである。
ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５βａ … 式（ｉ）
βａ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ … 式（ii）
〔式（ｉ）中、βａは、式（ii）によって定義される値である。
式（ii）中、各元素記号は、各元素の質量％を表す。〕
本明細書中では、上述した母材部の化学組成（Ｖｃ９０が２〜１５０であること、及び、Ｎに対するＴｉの含有質量比が３．４以上であることを含む）を、「本開示における化学組成」ともいう。
本開示の電縫鋼管は、母材部及び電縫溶接部を含む。
電縫鋼管は、一般的に、熱延鋼板を管状に成形（以下、「ロール成形」ともいう）することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部（electric resistance welded portion）を形成し（以下、ここまでのプロセスを「造管」ともいう）、次いで、必要に応じ、電縫溶接部をシーム熱処理することによって製造される。
本開示の電縫鋼管は、造管後（シーム熱処理を行う場合にはシーム熱処理後）、焼戻し（以下、「造管後焼戻し」ともいう）が施されて製造される。
本開示の電縫鋼管において、母材部（base metal portion）とは、電縫溶接部及び熱影響部以外の部分を指す。
ここで、熱影響部（heat affected zone；以下、「ＨＡＺ」とも称する）とは、電縫溶接による熱の影響（電縫溶接後にシーム熱処理を行う場合には、電縫溶接及びシーム熱処理による熱の影響）を受けた部分を指す。
ここでいう熱影響部と、後述する電縫溶接部から肉厚分の距離以内の領域（以下、「電縫溶接部近傍」ともいう）とは、重複部分を有する。
電縫鋼管の素材である熱延鋼板は、ホットストリップミル（Hot strip mill）を用いて製造される。詳細には、ホットストリップミルにより、コイル状に巻き取られた長尺の熱延鋼板（以下、ホットコイルともいう）が製造される。
電縫鋼管の素材である熱延鋼板は、長尺の鋼板（continuous steel sheet）である点で、厚板ミル（plate mill）を用いて製造される厚鋼板（steel plate）とは異なる。
厚鋼板（steel plate）は、長尺の鋼板（continuous steel sheet）ではないため、連続的な曲げ加工である、ロール成形に使用することはできない。
電縫鋼管は上述した熱延鋼板を用いる製造される点で、厚鋼板を用いて製造される溶接鋼管（例えば、ＵＯＥ鋼管）とは明確に区別される。
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の引張強さに優れ（具体的には、管軸方向の引張強さが７５０ＭＰａ以上であり）、かつ、耐内面割れ性にも優れる。
上記効果が得られる理由は、以下のように推測される。但し、本開示の電縫鋼管は、以下の推定理由によって限定されることはない。
管軸方向の引張強さに優れるという効果には、母材部が、本開示における化学組成を有すること、及び、上記Ｌ断面における肉厚中央部の金属組織が、焼戻しマルテンサイト組織であることが寄与していると考えられる。
耐内面割れ性に優れるという効果には、電縫溶接部から管周方向に１８０°ずれた位置（以下、「母材１８０°位置」ともいう）のＬ断面において、肉厚中央部の金属組織が焼戻しマルテンサイト組織であることが寄与していると考えられる。
ここで、母材１８０°位置は、母材部の代表的な位置として選定した位置である。
本開示の電縫鋼管に対し、例えば、母材１８０°位置のＬ断面における肉厚中央部の金属組織が、焼戻しマルテンサイト相と、その他の相（例えば、フェライト相、焼戻しベイナイト相等）と、からなる二相組織である場合には、耐内面割れ性が劣化する。この理由は、電縫鋼管に対する曲げ成形時、曲げ部の内面及びその近傍において、硬さが異なる二相の境界に曲げ成形による成形歪みが集中し、その結果、内面割れが起こり易くなるためと考えられる。
また、耐内面割れ性に優れるという効果には、上記焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０以下であることも寄与していると考えられる。
本開示の電縫鋼管に対し、上記Ｌ断面における肉厚中央部の金属組織における焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０超である場合には、耐内面割れ性が劣化する。
この理由は、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０超である場合（即ち、旧オーステナイト粒が延伸されている場合）には、旧オーステナイト粒中のパケット粒のアスペクト比も大きくなり（即ち、パケット粒も延伸されている状態となり）、その結果、パケット粒界が連続し易くなると考えられる。このため、曲げ成形時、曲げ部の内面及びその近傍において、パケット粒界の裂けがパケット粒界に沿って進展し易くなり、その結果、連続した割れである内面割れが起こり易くなるためと考えられる。
本開示の電縫鋼管では、上記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を２．０以下とし、旧オーステナイト粒中のパケット粒の形状を球状に近づける。これにより、パケット粒界が連続することが抑制され、上述したパケット粒界の裂けの進展が抑制され、その結果、内面割れが抑制される（即ち、耐内面割れ性が向上する）と考えられる。
上述した母材１８０°位置のＬ断面における肉厚中央部における焼戻しマルテンサイト組織は、本開示における化学組成と、電縫鋼管の製造条件（電縫鋼管の素材である熱延鋼板の製造条件を含む）と、の組み合わせによって造り込まれる。
詳細には、本開示における化学組成を有する熱延鋼板を製造するための熱延工程及び冷却工程において、実質的な焼入れが行われ、母材部（代表的には母材１８０°位置）の組織として焼入れままマルテンサイト組織（即ち、焼戻されていないマルテンサイト組織。以下、同じ。）が造り込まれ、その後、造管後焼戻しにより、焼戻しマルテンサイト組織が造り込まれる。
また、上述した、焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０以下であることは、熱延工程において再結晶域で圧延を行うこと（例えば、熱間圧延仕上温度を９２０℃以上とすること）によって達成される。
本開示の電縫鋼管の製造方法の一例については後述する。
本開示の電縫鋼管において、Ｃ断面の肉厚中央部において電縫溶接部近傍（即ち、電縫溶接部から肉厚分の距離以内の領域）の金属組織は、焼戻しマルテンサイト相と、焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方と、を含む。
電縫溶接部近傍の金属組織が、焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方を含むことは、本開示の電縫鋼管が、造管後、焼入れを経ずに焼戻しが施された電縫鋼管であることを示している。
本開示の電縫鋼管に対し、造管後に焼入れ及び焼戻しが施された電縫鋼管では、電縫溶接部近傍が、実質的に焼戻しベイナイト相もフェライト相も含まない焼戻しマルテンサイト組織となる。
本開示の電縫鋼管を製造するための、造管後に焼入れを経ずに焼戻しを施す製造方法は、造管後に焼入れ及び焼戻しを施す製造方法と比較して、生産性に優れる。
即ち、本開示の電縫鋼管は、造管後に焼入れ及び焼戻しを施す製造方法よりも生産性に優れた製造方法によって製造できるので、経済性に優れる（即ち、低コストである）という利点も有する。
また、本開示の電縫鋼管において、管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びが観測されることも、本開示の電縫鋼管が、造管後、焼入れを経ずに焼戻しが施された電縫鋼管であることを示している。
本開示の電縫鋼管に対し、造管前に（即ち、素材である熱延鋼板に対して）焼戻しが施され、造管後には焼戻しが施されなかった電縫鋼管では、管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びは観測されない（例えば、後述の比較例２５参照）。
本開示の電縫鋼管は、造管前に焼戻しが施され、造管後には焼戻しが施されなかった電縫鋼管と比較して、耐内面割れ性に優れる。この理由は、本開示の電縫鋼管では、造管時に生じた造管歪みが、造管後の焼戻しによって低減されており、これにより転位密度が低減されているためと考えられる。
＜母材部の化学組成＞
以下、本開示の電縫鋼管における母材部の化学組成（即ち、本開示における化学組成）について説明する。
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、トーションビームとして必要な強度が得られない場合がある。従って、Ｃ含有量は０．０５％以上である。Ｃ含有量は、好ましくは０．０８％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、強度が上がり過ぎて耐内面割れ性が劣化する場合がある。従って、Ｃ含有量は０．３０％以下である。Ｃ含有量は、好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｓｉ：０．０３〜１．２０％
Ｓｉは、脱酸のために用いられる元素である。Ｓｉ含有量が０．０３％未満では、脱酸が不十分となり粗大なＦｅ酸化物が生成する場合がある。従って、Ｓｉ含有量は０．０３％以上である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が１．２０％を超えるとＳｉＯ２などの介在物の生成を招き、電縫鋼管を製造するためのロール成形時及び／又は電縫鋼管に対する曲げ成形時に、上記介在物を起点とし、微小ボイドが発生しやすくなる場合がある。従って、Ｓｉ含有量は１．２０％以下である。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．００％以下であり、より好ましくは０．８０％以下である。
Ｍｎ：０．３０〜２．５０％
Ｍｎは、焼入れ性を上げて鋼の強度を向上させ、かつ、最終的に（即ち、造管後焼戻しにより）焼戻しマルテンサイト組織を得るために重要な元素である。Ｍｎ含有量が０．３０％未満では、焼入れ性が足りず、焼戻しマルテンサイト組織が得られない場合がある。従って、Ｍｎ含有量は０．３０％以上である。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６０％以上であり、より好ましくは０．７０％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、強度が上がり過ぎて耐内面割れ性が劣化する場合がある。従って、Ｍｎ含有量は２．５０％以下である。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．００％以下であり、より好ましくは１．５０％以下であり、更に好ましくは１．３０％以下である。
Ｐ：０〜０．０３０％
Ｐは、鋼中に不純物として含まれ得る元素である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、パケット粒界に濃化しやすくなり、耐内面割れ性が劣化する場合がある。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下である。
一方、Ｐ含有量は、０％であってもよい。脱燐コスト低減の観点から、Ｐ含有量は０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよく、０．０１０％以上であってもよい。
Ｓ：０〜０．０１０％
Ｓは、鋼中に不純物として含まれ得る元素である。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、粗大なＭｎＳが生成し、耐内面割れ性が劣化する場合がある。従って、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下である。
一方、Ｓ含有量は、０％であってもよい。脱硫コスト低減の観点から、Ｓ含有量は０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよく、０．００３％以上であってもよい。
Ｔｉ：０．０１０〜０．２００％
Ｔｉは、ＴｉＣとして析出することで鋼の強度を向上させる元素である。また、Ｔｉは、熱延時のピンニング効果によりオーステナイト粒の微細化に寄与し、その結果として、旧オーステナイト粒中のパケット粒の微細化に寄与する元素でもある。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では、トーションビームとして必要な強度及びオーステナイト粒に対するピンニング効果が得られない場合がある。また、Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では、ＮをＴｉＮとして固定できずにＮがＢと共に析出してしまうため（即ち、ＢＮが形成されてしまうため）、焼入れ性向上に寄与する実効的なＢの量を確保できず、その結果、Ｂによる焼入れ性向上効果が得られなくなる場合がある。従って、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１５％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えると、粗大なＴｉＣ及び／又はＴｉＮが析出し、耐内面割れ性が劣化する場合がある。従って、Ｔｉ含有量は０．２００％以下である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１５０％以下であり、より好ましくは０．１２０％以下であり、更に好ましくは０．１００％以下であり、更に好ましくは０．０８０％以下である。
Ａｌ：０．００５〜０．５００％
Ａｌは、ＡｌＮを生成し、熱延時のピンニング効果によりオーステナイト粒の微細化に寄与し、その結果として、旧オーステナイト粒中のパケット粒の微細化に寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、オーステナイト粒に対するピンニング効果が得られず、旧オーステナイト粒が粗大になり、その結果としてパケット粒が粗大になる場合がある。従って、Ａｌ含有量は０．００５％以上である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ａｌ含有量が０．５００％を超えると粗大なＡｌＮが析出し、耐内面割れ性が劣化する場合がある。従って、Ａｌ含有量は０．５００％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．１００％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％
Ｎｂは、ＮｂＣを生成し、熱延時のピンニング効果によりオーステナイト粒の微細化に寄与し、その結果として、旧オーステナイト粒中のパケット粒の微細化に寄与する元素である。Ｎｂ含有量が０．０１０％未満では、オーステナイト粒に対するピンニング効果が得られず、旧オーステナイト粒が粗大になり、その結果としてパケット粒が粗大になる場合がある。従って、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上である。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が０．０４０％を超えると粗大なＮｂＣが析出し、耐内面割れ性が劣化する場合がある。従って、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下である。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０３６％以下である。
Ｎ：０〜０．００６％
Ｎは、鋼中に不純物として含まれ得る元素である。Ｎ含有量が０．００６％を超えると、粗大なＡｌＮが生成し、耐内面割れ性が劣化する場合がある。従って、Ｎ含有量は０．００６％以下である。
Ｎ含有量は、０％であってもよい。
Ｎは、ＡｌＮを生成し、熱延時のピンニング効果によりオーステナイト粒の微細化に寄与し得る元素でもあり、その結果として、旧オーステナイト粒中のパケット粒の微細化に寄与し得る元素でもある。かかる効果を得る観点から、Ｎ含有量は、０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよい。
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、電縫鋼管の素材である熱延鋼板を製造するための熱延工程及び冷却工程において、焼入れままマルテンサイト組織を造り込むために必須な元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満ではその効果は得られない場合がある。従って、Ｂ含有量は、０．０００５％以上である。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、Ｂが凝集及び／又は析出し、オーステナイト粒界に偏析する固溶Ｂが減少するため、鋼の焼入れ性を向上させる効果が低下する場合がある。従って、Ｂ含有量は、０．００５０％以下である。Ｂ含有量は、好ましくは０．００４０％以下であり、更に好ましくは０．００３０％以下である。
Ｃｕ：０〜１．０００％
Ｃｕは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。
Ｃｕは、鋼の高強度化に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｃｕ含有量は、０％超であってもよく、０．００５％以上であってもよく、０．０１０％以上であってもよく、０．０５０％以上であってもよい。
一方、Ｃｕを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、Ｃｕ含有量は、１．０００％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５００％以下であり、より好ましくは０．３００％以下であり、更に好ましくは０．２００％以下である。
Ｎｉ：０〜１．０００％
Ｎｉは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。
Ｎｉは、鋼の高強度化に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｎｉ含有量は、０％超であってもよく、０．００５％以上であってもよく、０．０１０％以上であってもよく、０．０５０％以上であってもよい。
一方、Ｎｉを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、Ｎｉ含有量は、１．０００％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．５００％以下であり、より好ましくは０．３００％以下であり、更に好ましくは０．２００％以下である。
Ｃｒ：０〜１．００％
Ｃｒは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。
Ｃｒは、鋼の高強度化に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｃｒ含有量は、０％超であってもよく、０．００５％以上であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０５％以上であってもよい。
一方、Ｃｒを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、Ｃｒ含有量は、１．００％以下である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、更に好ましくは０．２０％である。
Ｍｏ：０〜０．５０％
Ｍｏは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。
Ｍｏは、鋼の高強度化に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｍｏ含有量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０５％以上であってもよく、０．１０％以上であってもよい。
一方、Ｍｏを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、Ｍｏ含有量は、０．５０％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４０％以下である。
Ｖ：０〜０．２００％
Ｖは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｖ含有量は０％であってもよい。
Ｖは、鋼の高強度化に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｖ含有量は、０％超であってもよく、０．００５％以上であってもよい。
一方、Ｖを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、Ｖ含有量は、０．２００％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．１００％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ｗ：０〜０．１００％
Ｗは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｗ含有量は０％であってもよい。
Ｗは、鋼の高強度化に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｗ含有量は、０％超であってもよく、０．００５％以上であってもよい。
一方、Ｗを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、Ｗ含有量は、０．１００％以下である。Ｗ含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。
Ｃａ：０〜０．０２００％
Ｃａは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。
Ｃａは、介在物を制御し、耐内面割れ性をさらに抑制する効果を有する。かかる効果の観点から、Ｃａ含有量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよい。
一方、Ｃａを過剰に含有させると、粗大なＣａ酸化物が生成して、耐内面割れ性が劣化する場合がある。従って、Ｃａ含有量は、０．０２００％以下である。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００７０％以下である。
Ｍｇ：０〜０．０２００％
Ｍｇは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。
Ｍｇは、介在物を制御し、耐内面割れ性をさらに抑制する効果を有する。かかる効果の観点から、Ｍｇ含有量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよい。
一方、Ｍｇを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、Ｍｇ含有量は、０．０２００％以下である。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下であり、更に好ましくは０．００２０％以下である。
Ｚｒ：０〜０．０２００％
Ｚｒは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。
Ｚｒは、介在物を制御し、耐内面割れ性をさらに抑制する効果を有する。かかる効果の観点から、Ｚｒ含有量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよい。
一方、Ｚｒを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、Ｚｒ含有量は、０．０２００％以下である。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下であり、更に好ましくは０．００２０％以下である。
ＲＥＭ：０〜０．０２００％
ＲＥＭは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。
ここで、「ＲＥＭ」は希土類元素、即ち、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を指す。
ＲＥＭは、介在物を制御し、耐内面割れ性をさらに抑制する効果を有する。かかる効果の観点から、ＲＥＭ含有量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．０００５％以上であってもよい。
一方、ＲＥＭを過剰に含有させると、粗大な酸化物を生成して耐内面割れ性を劣化させる場合がある。従って、ＲＥＭ含有量は、０．０２００％以下である。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下であり、更に好ましくは０．００２０％以下である。
残部：Ｆｅ及び不純物
母材部の化学組成において、上述した各元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
ここで、不純物とは、原材料（例えば、鉱石、スクラップ、等）に含まれる成分、または、製造の工程で混入する成分であって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を指す。
不純物としては、上述した元素以外のあらゆる元素が挙げられる。不純物としての元素は、１種のみであっても２種以上であってもよい。
不純物として、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈが挙げられる。
通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、及びＡｓについては例えば含有量０．１％以下の混入が、Ｐｂ及びＢｉについては例えば含有量０．００５％以下の混入が、Ｈについては例えば含有量０．０００４％以下の混入が、それぞれあり得る。その他の元素の含有量については、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
母材部の化学組成は、各元素による上記効果を得る観点から、Ｃｕ：０％超１．０００％以下、Ｎｉ：０％超１．０００％以下、Ｃｒ：０％超１．００％以下、Ｍｏ：０％超０．５０％以下、Ｖ：０％超０．２００％以下、Ｗ：０％超０．１００％以下、Ｃａ：０％超０．０２００％以下、Ｍｇ：０％超０．０２００％以下、Ｚｒ：０％超０．０２００％以下、及び、ＲＥＭ：０％超０．０２００％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
これらの元素の含有量の好ましい範囲は、それぞれ前述したとおりである。
Ｖｃ９０：２〜１５０
母材部の化学組成において、下記式（ｉ）によって定義されるＶｃ９０は、鋼の焼入れ性の指標となる値である。
Ｖｃ９０は、９０％マルテンサイト組織が得られる臨界冷却速度（単位：℃／ｓ）として知られている値である〔例えば、上野らの論文「GROSSMANNの式に代わる鋼の焼入性の新しい予測式」、「鉄と鋼」（社団法人日本鉄鋼協会）、第７４年（１９８８）第６号、pp.1073-1080参照〕。
ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５βａ … 式（ｉ）
βａ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ … 式（ii）
〔式（ｉ）中、βａは、式（ii）によって定義される値である。
式（ii）中、各元素記号は、各元素の質量％を表す。〕
Ｖｃ９０が低いほど、鋼の焼入れ性が高くなる。
従って、Ｖｃ９０が１５０以下であると、フェライト相及びベイナイト相の生成が抑制され、焼入れままマルテンサイト相の生成が促進されるので、造管後焼戻しにより、焼戻しマルテンサイト組織が得られやすい。
また、Ｖｃ９０が２以上であると、コストの観点で有利である。Ｖｃ９０を２未満とするには多大な合金元素を添加する必要があるため、製鋼工程で精製する際に多くの時間とコストがかかる。
従って、Ｖｃ９０は２〜１５０である。
Ｖｃ９０の上限は、好ましくは１４０である。
Ｖｃ９０の下限は、好ましくは１０であり、より好ましくは２０である。
Ｎに対するＴｉの含有質量比：３．４以上
母材部の化学組成において、Ｎに対するＴｉの含有質量比（以下、「Ｔｉ／Ｎ比」又は「Ｔｉ／Ｎ」ともいう）は、３．４以上である。
Ｔｉ／Ｎ比が３．４以上であることにより、Ｂ（ホウ素）による焼入れ性向上の効果が効果的に奏される。以下、この点を詳述する。
前述のとおり、Ｂは、鋼の焼入れ性向上に寄与する元素である。
しかし、鋼中にＢが含有される場合であっても、ＢＮ（窒化ホウ素）の形態で存在するＢは、焼入れ性向上の機能を発揮しない。この点に関し、鋼中のＴｉ／Ｎ比が３．４以上である場合には、鋼中のＮが、ＴｉＮ（窒化チタン）の形態で固定される。これにより、ＢＮの形成が抑制されるので、焼入れ性向上に寄与する実効的なＢの量が確保される。その結果、Ｂ（ホウ素）による焼入れ性向上の効果が効果的に奏される。
Ｔｉ／Ｎ比は、好ましくは４．０以上である。
Ｔｉ／Ｎ比の上限は、Ｔｉ含有量の範囲及びＮ含有量の範囲による。Ｎ含有量が０％である場合、Ｔｉ／Ｎ比は無限大である。Ｔｉ／Ｎ比の上限としては、好ましくは８０．０であり、より好ましくは５０．０であり、更に好ましくは４０．０である。
＜母材１８０°位置のＬ断面における肉厚中央部の金属組織＞
次に、母材１８０°位置のＬ断面における肉厚中央部の金属組織について説明する。
ここで、母材１８０°位置のＬ断面における肉厚中央部は、母材部の代表的な位置として選定した位置に過ぎない。
従って、本開示の電縫鋼管では、母材部中、母材１８０°位置のＬ断面における肉厚中央部以外の位置の金属組織が、以下の特徴を有していても構わない。
（焼戻しマルテンサイト組織）
本開示の電縫鋼管は、母材１８０°位置（即ち、電縫溶接部から管周方向に１８０°ずれた位置）のＬ断面において、肉厚中央部の金属組織が焼戻しマルテンサイト組織である。
本開示において、焼戻しマルテンサイト組織とは、実質的に焼戻しマルテンサイト相からなる単相組織を意味する。
ここで、実質的に焼戻しマルテンサイト相からなる単相組織とは、後述する走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた確認方法において、焼戻しマルテンサイト相の面積率が８０％以上（好ましくは９０％以上）である金属組織を意味する。
母材１８０°位置のＬ断面における肉厚中央部の金属組織が、焼戻しマルテンサイト組織であるかどうかは、以下のようにして確認する。
ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３年）に準拠し、電縫鋼管における母材１８０°位置のＬ断面（観察面）を研磨し、次いでナイタール腐食液によってエッチングする。エッチングされたＬ断面における肉厚中央部の金属組織の写真（以下、「金属組織写真」ともいう）を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって撮影する。金属組織写真は、倍率３０００倍にて、３視野分（１視野は４０μｍ×４０μｍの範囲）撮影する。
撮影された金属組織写真（ＳＥＭ写真）に基づき、金属組織全体に占める焼戻しマルテンサイト相の面積率を算出する。焼戻しマルテンサイト相の面積率が８０％以上である場合、焼戻しマルテンサイト組織であると判定する。
ここで、焼戻しマルテンサイト相は、ＳＥＭ写真上で、ラス（Lath）構造及びセメンタイト（鉄系炭化物）を確認でき、かつ、セメンタイトの優先成長方位が二方向以上（即ち、ランダム）である相である。
これに対し、焼戻しベイナイト相は、ＳＥＭ写真上で、ラス構造及びセメンタイト（鉄系炭化物）を確認でき、かつ、セメンタイトの優先成長方位が一方向である相である。
焼戻しマルテンサイト相か焼戻しベイナイト相かの区別が困難である相については、焼戻しマルテンサイト相であると判断する。
また、フェライト相は、ＳＥＭ写真上で、ラス構造を確認できない相である。
また、焼入れままマルテンサイト相は、ＳＥＭ写真上で、ラス構造を確認できるが、セメンタイトを確認できない相である。
（旧オーステナイト粒の平均アスペクト比）
本開示の電縫鋼管では、上記焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０以下である。これにより、前述したとおり、耐内面割れ性が向上する。
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０を超えると、旧オーステナイト粒中のパケット粒のアスペクト比も大きくなり、その結果、パケット粒界が連続し易くなる。
このため、電縫鋼管の曲げ成形を行った際に、曲げ部の内面に一旦亀裂が発生すると、亀裂がパケット粒界に沿って進展し、連続した割れ（即ち、内面割れ）へと発展する場合がある。
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、好ましくは１．８以下であり、より好ましくは１．６以下である。
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、その定義からみて当然に、１．０以上である。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、好ましくは１．０超であり、より好ましくは１．１以上である。
ここで、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比とは、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値を意味する。
旧オーステナイト粒のアスペクト比とは、旧オーステナイト粒を楕円近似した場合の、短軸長さに対する長軸長さの比（即ち、長軸長さ／短軸長さ比）を意味する。
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、以下のようにして測定する。
母材部（詳細には、本開示の電縫鋼管における母材１８０°位置）のＬ断面における肉厚中央部の金属組織をＳＥＭ−ＥＢＳＤ装置を用いて観察し（倍率１０００倍）、傾角１５°以上の粒界で囲まれる領域を旧オーステナイト粒とみなし、この旧オーステナイト粒の形状を楕円近似する。得られた楕円における、短軸長さに対する長軸長さの比（即ち、長軸長さ／短軸長さ比）を、旧オーステナイト粒のアスペクト比とする。
この方法により、２００μｍ（管軸方向）×５００μｍ（肉厚方向）の視野範囲に含まれる全ての旧オーステナイト粒について、それぞれアスペクト比を求める。得られた測定値（アスペクト比）を算術平均し、得られた算術平均値を、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比とする。
なお、概して、上記長軸長さの方向は電縫鋼管の管軸方向（即ち、素材である熱延鋼板の製造時における圧延方向）と略一致し、上記短軸長さの方向は電縫鋼管の肉厚方向と略一致する。
上記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０以下であることは、熱延工程において、再結晶域で圧延を行うこと（例えば、熱間圧延仕上温度を９２０℃以上とすること）によって達成され得る。
（パケット粒の平均粒径）
本開示の電縫鋼管では、上記焼戻しマルテンサイト組織中のパケット粒の平均粒径（以下、「平均パケット粒径」ともいう）が、１０μｍ以下であることが好ましい。
平均パケット粒径が１０μｍ以下である場合には、曲げ成形による成形歪みが粗大なパケット粒に集中することを抑制でき、上記成形歪みを各パケット粒に分散させることができる。これにより、耐内面割れ性がより向上する。
平均パケット粒径は、好ましくは８μｍ以下である。
平均パケット粒径の下限には特に制限はない。鋼の製造適性の観点から、平均パケット粒径は、好ましくは３μｍ以上であり、より好ましは４μｍ以上である。
ここで、パケット粒とは、１つの旧オーステナイト粒中に１つ以上含まれる単位であって、ほぼ平行に並んでいる複数の細長い結晶からなる単位を意味する。
平均パケット粒径は、以下のようにして測定する。
母材１８０°位置のＬ断面における肉厚中央部の金属組織を、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ装置を用い、倍率３０００倍、１視野４０μｍ×４０μｍの範囲の条件にて観察し、３視野分のＥＢＳＤ像を得る。
得られたＥＢＳＤ像から、パケット粒を任意に３０個選定する。
この際、ほぼ平行に並んでいる複数の細長い結晶からなる単位（具体的には、傾角１０°以上の粒界で囲まれる単位）をパケット粒とみなす。
次に、選定された３０個のパケット粒について、個々のパケット粒の円相当径を求め、得られた値を、個々のパケット粒の粒径とする。
次に、パケット粒３０個におけるパケット粒の粒径の算術平均値を求め、得られた算術平均値を、平均パケット粒径（即ち、パケット粒の平均粒径）とする。
上記パケット粒の平均粒径が１０μｍ以下であることは、
母材部の化学組成が、Ｔｉ、Ａｌ、及びＮｂを、それぞれ所定量以上含有すること；
熱延工程において、再結晶域で圧延を行うこと（例えば、熱間圧延仕上温度を９２０℃以上とすること）；
等によって達成され得る。
（転位密度）
本開示の電縫鋼管では、母材１８０°位置のＬ断面における肉厚中央部の転位密度が、２．０×１０１４ｍ−２以下であることが好ましい。
転位密度が２．０×１０１４ｍ−２以下である場合には、耐内面割れ性がより向上する。
耐内面割れ性をより向上させる観点から、転位密度は、好ましくは１．９×１０１４ｍ−２以下である。
転位密度の下限には特に制限はない。転位密度の下限として、例えば、０．４×１０１４ｍ−２、０．６×１０１４ｍ−２等が挙げられる。
本開示における転位密度は、以下のようにして測定する。
母材１８０°位置のＬ断面における肉厚中央部について、Ｘ線回折により、（１１０）面、（２１１）面、及び（２２０）面の半価幅をそれぞれ測定し、測定値に基づき、Williamson-Hall法（詳細には、ACTA METALLURGICA Vol.1, JAN. 1953, pp.22-31に記載された方法）に従い、転位密度を算出する。
以上の測定及び算出を、上記肉厚中央部における３箇所で行い、得られた３つの算出値の算術平均値を、本開示における転位密度とする。
Ｘ線回折の条件は以下のとおりである。Ｘ線回折に用いるＸ線回折装置としては、例えば、リガク社製「ＲＩＮＴ２２００」を用いる。
管球：Ｍｏ管球（ターゲットとしてＭｏを用いた管球）
ターゲット出力：５０ＫＶ、４０ｍＡ
スリット：発散１／２°、散乱１°、受光０．１５ｍｍ
サンプリング幅：０．０１０°
測定範囲（２θ）：３４．２°〜３６．２°
最大カウント数：３０００以上
＜電縫溶接部近傍の金属組織＞
本開示の電縫鋼管は、Ｃ断面の肉厚中央部において、電縫溶接部近傍（即ち、電縫溶接部から肉厚分の距離以内の領域）の金属組織が、焼戻しマルテンサイト相と、焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方と、を含む。
図１は、本開示の一例に係る電縫鋼管のＣ断面の一部を概念的に示す概略断面図であり、「Ｃ断面の肉厚中央部において、電縫溶接部から肉厚分の距離以内の領域」（即ち、電縫溶接部近傍）を説明するための図である。
図１に示すように、Ｃ断面の肉厚中央部において、電縫溶接部ＥＷ１から肉厚ｔ分の距離以内の領域Ｖ１（即ち、電縫溶接部近傍）は、Ｃ断面の肉厚中央部に該当する曲線上において、電縫溶接部ＥＷ１を中心とする、長さ２ｔ（即ち、肉厚ｔの２倍）の領域である。図１では、領域Ｖ１を、一点鎖線で示した。
Ｃ断面の肉厚中央部における電縫溶接部近傍は、電縫溶接部近傍の代表的な位置として選定した位置に過ぎない。従って、Ｃ断面の肉厚中央部以外の部分における電縫溶接部近傍の金属組織が、焼戻しマルテンサイト相と、焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方と、を含む金属組織であっても構わない。
Ｃ断面の肉厚中央部における電縫溶接部近傍の金属組織が、焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方を含むかどうかは、以下のようにして確認する。
ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３年）に準拠し、電縫鋼管のＣ断面（観察面）を研磨し、次いでナイタール腐食液によってエッチングする。エッチングされたＣ断面の肉厚中央において、電縫溶接部から肉厚分の距離以内の領域（例えば、前述の領域Ｖ１）全体を、ＳＥＭ（倍率５００倍）により、観察領域を走査しながら観察し、この領域内に、焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方が存在するかどうかを確認する。
ＳＥＭ写真上で、焼戻しベイナイト相、フェライト相、及び焼戻しマルテンサイト相を区別する方法については、前述したとおりである。
前述のとおり、電縫溶接部近傍の金属組織が焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方を含むことは、本開示の電縫鋼管が、造管後、焼入れを経ずに焼戻しが施された電縫鋼管であることを示している。
これに対し、造管後、焼入れ及び焼戻しが施された電縫鋼管では、電縫溶接部近傍の金属組織は、焼戻しマルテンサイト組織となり、実質的に焼戻しベイナイト相もフェライト相も含まない。
＜降伏延び＞
本開示の電縫鋼管では、管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びが観測される。
ここで、「降伏伸びが観測される」とは、管軸方向引張試験において、実質的な降伏伸び（詳細には、０．１％以上の降伏伸び）が観測されることを意味する。
降伏伸びの有無を観測するための管軸方向引張試験は、後述する管軸方向の引張強さを測定するための管軸方向引張試験と同様の条件で行う。
前述のとおり、本開示の電縫鋼管において、管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びが観測されることは、本開示の電縫鋼管が、造管後、焼戻しが施された電縫鋼管であることを示している。
例えば、造管前に焼戻しが施され、造管後には焼戻しが施されなかった電縫鋼管では、降伏伸びは観測されない。
＜管軸方向の引張強さ＞
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の引張強さ（以下、単に「引張強さ」ともいう）が７５０〜９８０ＭＰａである。
引張強さが７５０ＭＰａ以上であることにより、トーションビーム用の鋼管としての強度が確保される。引張強さは、好ましくは８００ＭＰａ以上である。
引張強さが９８０ＭＰａ以下であることにより、耐内面割れ性が向上する。引張強さは、好ましくは９５０ＭＰａ以下であり、より好ましくは９００ＭＰａ以下である。
本開示の電縫鋼管の引張強さは、以下のようにして測定する。
本開示の電縫鋼管における母材１８０°位置から、ＪＩＳ １２号引張試験片を採取する。採取したＪＩＳ １２号引張試験片について、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して管軸方向引張試験（即ち、試験方向を管軸方向とした引張試験）を行い、引張強さを測定する。得られた結果を、本開示の電縫鋼管の引張強さ（即ち、管軸方向の引張強さ）とする。
本開示の電縫鋼管の外径には特に制限はない。電縫鋼管の製造適性の観点から、外径は、好ましくは５０〜１５０ｍｍである。
本開示の電縫鋼管の肉厚には特に制限はない。電縫鋼管の製造適性の観点から、本開示の電縫鋼管の肉厚は、好ましくは２．０〜４．０ｍｍである。
＜用途＞
本開示の電縫鋼管は、トーションビームの製造に用いられる。
本開示の電縫鋼管を用いたトーションビームの製造は、例えば、本開示の電縫鋼管の一部に対し曲げ成形を施すことによって行う。曲げ成形は、例えば、本開示の電縫鋼管のうち、管軸方向に平行な直線状の領域の一部を、電縫鋼管の外部から内部に向かう方向に押し込むことにより行う（例えば、後述の図２に示す曲げ試験参照）。これにより、例えば、略Ｖ字型の閉断面（例えば、後述の図３参照）を有する部分を含むトーションビームが製造される。
一般的には、曲げ成形による曲げ部の内面の曲率半径Ｒが小さい場合に、内面割れが発生し易くなる傾向となる。
しかし、耐内面割れ性に優れた本開示の電縫鋼管によれば、この場合においても、内面割れの発生が効果的に抑制される。
従って、本開示の電縫鋼管による耐内面割れ性向上の効果は、曲げ成形による曲げ部の内面の曲率半径Ｒが小さい場合に、特に効果的に発揮される。
言い換えれば、本開示の電縫鋼管による耐内面割れ性向上の効果は、本開示の電縫鋼管が、内面の曲率半径Ｒが小さい曲げ部（例えば、内面の曲率半径Ｒが肉厚に対して２倍以下（好ましくは０．７〜２倍、より好ましくは１〜２倍）である曲げ部）を含むトーションビームの作製に用いられた場合に、特に効果的に発揮される。
＜製法の一例＞
本開示の電縫鋼管を製造する方法の一例として、以下の製法Ａが挙げられる。
製法Ａは、
本開示における化学組成を有するスラブを準備するスラブ準備工程と、
準備したスラブを１０７０〜１３００℃のスラブ加熱温度にまで加熱し、加熱されたスラブに対し、熱間圧延仕上温度を９２０℃以上とする熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得る熱延工程と、
熱延工程で得られた熱延鋼板を、冷却開始から２００℃までの平均冷却速度が４０〜１００℃／ｓとなる条件で、２００℃以下の巻取温度（即ち、冷却終了温度）となるまで冷却する冷却工程と、
冷却された熱延鋼板を上記巻取温度にて巻取ることにより、熱延鋼板からなるホットコイルを得る巻取工程と、
ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部を形成することにより、アズロール電縫鋼管（As-rolled electric resistance welded steel pipe）を得る造管工程と、
アズロール電縫鋼管に対し、焼入れを施すことなく、焼戻し温度５００〜７００℃及び焼戻し時間１分以上１２０分以下の条件の焼戻しを施す造管後焼戻し工程と、
を含む。
製法Ａは、必要に応じ、その他の工程を含んでいてもよい。
以上の、熱延工程、冷却工程、及び巻取工程は、ホットストリップミルを用いて実施する。
ここで、アズロール電縫鋼管とは、造管後、シーム熱処理以外の熱処理が施されていない電縫鋼管を指す。即ち、アズロール電縫鋼管における「アズロール」とは、「ロール成形されたままの」という意味である。
上記製法Ａによれば、本開示の電縫鋼管、即ち、
母材１８０°位置のＬ断面において、肉厚中央部の金属組織が焼戻しマルテンサイト組織であり、焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０以下であり、
Ｃ断面の肉厚中央部において、電縫溶接部近傍の金属組織が、焼戻しマルテンサイト相と、焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方と、を含み、
管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びが観測され、管軸方向の引張強さが７５０〜９８０ＭＰａである、
本開示の電縫鋼管を製造し易い。
（スラブ準備工程）
製法Ａにおいて、スラブ準備工程は、上述の化学組成を有するスラブを準備する工程である。
スラブ準備工程は、スラブを製造する工程であってもよいし、予め製造されていたスラブを単に準備するだけの工程であってもよい。
スラブを製造する場合、例えば、上述の化学組成を有する溶鋼を製造し、製造した溶鋼を用いて、スラブを製造する。この際、連続鋳造法によりスラブを製造してもよいし、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スラブを製造してもよい。
（熱延工程）
製法Ａにおいて、熱延工程は、上記で準備したスラブを１０７０〜１３００℃のスラブ加熱温度にまで加熱し、加熱されたスラブに対し、熱間圧延仕上温度を９２０℃以上とする熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得る工程である。
スラブを１０７０〜１３００℃のスラブ加熱温度にまで加熱することにより、溶鋼凝固過程で析出した、炭化物、窒化合物及び炭窒化合物を鋼中で固溶させることができる。その結果、耐内面割れ性を劣化させずに強度を向上させることができる。また、電縫鋼管を製造するためのロール成形時及び／又は電縫鋼管に対する曲げ成形時に、微小ボイドの発生を抑制することもできる。
スラブ加熱温度が１０７０℃以上であると、溶鋼凝固過程で析出した、炭化物、窒化合物及び炭窒化合物を、鋼中に十分に固溶させることができる。
スラブ加熱温度が１３００℃以下であると、オーステナイト粒の粗大化が抑制され、粗大なＡｌＮが、熱間圧延中または熱間圧延後の冷却中に析出することを抑制できる。
また、熱延工程において、熱間圧延仕上温度とは、熱間圧延における仕上圧延の終了温度（仕上圧延出側温度と称されることがある）を意味する。
熱間圧延仕上温度が９２０℃以上であることは、未再結晶域で熱間圧延を行うのではなく、再結晶域で熱間圧延を行うことを意味する。これにより、得られる電縫鋼管において、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０以下であることが達成され易い。
また、熱間圧延仕上温度が９２０℃以上であることは、旧オーステナイト粒の微細化、及び、旧オーステナイト粒中のパケット粒の微細化にも寄与する。従って、熱間圧延仕上温度が９２０℃以上であることにより、平均パケット粒径が１０μｍ以下であることも達成され易い。
熱間圧延仕上温度の上限は適宜設定されるが、オーステナイト粒の粗大化をより抑制する観点から、上限は、好ましくは１０００℃である。
（冷却工程）
製法Ａにおいて、冷却工程は、熱延工程で得られた熱延鋼板を、冷却開始から２００℃までの平均冷却速度が４０〜１００℃／ｓとなる条件にて、２００℃以下の巻取温度となるまで冷却する工程である。
冷却工程では、熱延工程で得られた熱延鋼板を、冷却開始から２００℃までの平均冷却速度が４０℃／ｓ以上となる条件にて、２００℃以下の巻取温度（即ち、冷却終了温度）となるまで冷却することにより、熱延鋼板の金属組織として、焼入れままマルテンサイト組織が生成される。即ち、この冷却工程により、熱延鋼板に対し、実質的な焼入れが施される。
後述の造管後焼戻し工程では、この冷却工程で生成された母材部（例えば母材１８０°位置）の焼入れままマルテンサイト組織が焼戻され、焼戻しマルテンサイト組織が生成される。
一方、冷却開始から２００℃までの平均冷却速度が１００℃／ｓ以下であると、冷却停止温度を制御し易い。また、平均冷却速度が１００℃／ｓ以下であると、熱延鋼板の表面と肉厚内部（例えば肉厚中央部）との間での冷却速度の差が小さくなるので、熱延鋼板の材質の安定性により優れる。
（巻取工程）
製法Ａにおいて、巻取工程は、冷却後の熱延鋼板を上記巻取温度にて巻取ることにより、熱延鋼板からなるホットコイルを得る工程である。
（造管工程）
製法Ａにおいて、造管工程は、ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部を形成することにより、アズロール電縫鋼管を得る工程である。
造管工程は、公知の方法に従って行うことができる。
造管工程は、必要に応じ、
電縫溶接部の形成の後、電縫溶接部をシーム熱処理すること；
電縫溶接部の形成の後（前述のシーム熱処理を行う場合には、シーム熱処理の後）、アズロール電縫鋼管の外径をサイザーによって縮径すること；
等を含んでいてもよい。
（造管後焼戻し工程）
製法Ａにおいて、造管後焼戻し工程は、アズロール電縫鋼管に対し、焼入れを施すことなく、焼戻し温度５００〜７００℃及び焼戻し時間１分以上１２０分以下の条件の焼戻しを施す工程である。
この造管後焼戻し工程により、母材部（例えば母材１８０°位置）の焼入れままマルテンサイト組織が効果的に焼戻され、焼戻しマルテンサイト組織が生成される。
なお、電縫溶接部近傍では、電縫溶接により、一旦、焼入れままマルテンサイト組織が、オーステナイト相に逆変態されて消滅する。電縫溶接後、上記オーステナイト相が冷却され、その後、造管後焼戻しが施されることにより、前述した、焼戻しマルテンサイト相と、焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方と、を含む金属組織が生成される。
造管後焼戻し工程では、焼戻しの条件が、焼戻し温度５００℃以上及び焼戻し時間１分以上の条件であることにより、母材部において、焼戻しマルテンサイト組織を効果的に生成させることができる。
更に、かかる条件の焼戻しにより、造管歪みを効果的に低減させることができるので、転位密度を効果的に低減させることができる。
また、造管後焼戻し工程では、焼戻しの条件が、焼戻し温度７００℃以下及び焼戻し時間１２０分以下の条件であることにより、過度な焼戻しによる強度低下が抑制されるので、引張強さ７５０ＭＰａ以上が達成され易い。
なお、造管後焼戻し工程では、焼入れを施すことなく、上記条件の焼戻しを施す。
ここでいう焼入れとは、鋼管に対し、Ａ３点以上の温度の加熱処理及び急速冷却を施す操作を指す。
Ａ３点は、加熱時にオーステナイトへの変態が完了する温度を意味し、鋼管の化学組成に依存する。本開示における化学組成では、Ａ３点が７００℃以下となることはないので、上記焼戻しが、焼入れに該当することはない。
造管後焼戻し工程において、上記焼戻し後の冷却については特に制限はなく、徐冷（例えば空冷）であっても急冷（例えば水冷）であってもよい。
以上の製法Ａの各工程は、鋼の化学組成に影響を及ぼさない。
従って、製法Ａによって製造される電縫鋼管の母材部の化学組成は、原料（溶鋼又はスラブ）の化学組成と同様とみなせる。
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。
〔実施例１〜１０、比較例１〜２９〕
＜電縫鋼管の製造＞
前述の製法Ａに従い、実施例１〜１０の電縫鋼管をそれぞれ得た。
また、各実施例の電縫鋼管における化学組成又は製造条件を変更し、比較例１〜２９の電縫鋼管をそれぞれ得た。
以下、詳細を示す。
表１に示す化学組成を有する溶鋼（鋼Ａ〜Ｚ、ＡＡ、ＡＢ、及びＡＣ）を炉で溶製した後、鋳造によって厚さ２５０ｍｍのスラブを作製した（スラブ準備工程）。
表１中、各元素の欄に示す数値は、各元素の質量％である。
表１に示した元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
表１中、鋼Ｈ中のＲＥＭは、Ｌａである。
表１中のＶｃ９０は、前述の式（ｉ）によって定義されるＶｃ９０である。
表１〜表３中の下線は、本開示の範囲外であることを示す。
上記で得られたスラブを、表２又は表３に示すスラブ加熱温度にまで加熱し、加熱されたスラブに対し、熱間圧延仕上温度を表２又は表３に示す温度とする熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得た（熱延工程）。
熱延工程で得られた熱延鋼板に対し、表２又は表３に示す平均冷却速度にて、表２又は表３に示す巻取温度（即ち、冷却終了温度）となるまで冷却を施した（冷却工程）。
次いで、表２又は表３に示す巻取温度にて巻き取ることにより、板厚３．０ｍｍの熱延鋼板からなるホットコイルを得た（巻取工程）。
以上の、熱延工程、冷却工程、及び巻取工程は、ホットストリップミルを用いて実施した。
実施例１〜１０、並びに、比較例１〜２４及び２６〜２９では、上記ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部を形成し、次いでサイザーを用いて縮径を行うことにより、外径が９０ｍｍであり肉厚が３．０ｍｍであるアズロール電縫鋼管を得た（造管工程）。
比較例２５では、上記ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板に対し、表３に示す条件（焼戻し温度及び焼戻し時間）の造管前焼戻しを施し、次いで、再び熱延鋼板を巻き取った。巻き取った熱延鋼板を再び巻き出し、巻き出された熱延鋼板を用い、実施例１と同様にして、外径が９０ｍｍであり肉厚が３．０ｍｍであるアズロール電縫鋼管を得た。
実施例１〜１０、並びに、比較例１〜２４及び２６〜２９では、上記アズロール電縫鋼管に対し、表２及び表３に示す条件（焼戻し温度及び焼戻し時間）の造管後焼戻しを施し、次いで空冷することにより、外径が９０ｍｍであり肉厚が３．０ｍｍである電縫鋼管を得た（造管後焼戻し工程）。
比較例２５では、アズロール電縫鋼管に対し、造管後焼戻しを施さなかった。
＜母材１８０°位置におけるＬ断面の観察＞
上記で得られた電縫鋼管（比較例２５ではアズロール電縫鋼管。以下同じ。）について、母材１８０°位置におけるＬ断面の観察を行い、以下の確認及び測定を行った。
（肉厚中央部の金属組織）
前述した方法により、母材１８０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部の金属組織を確認した。
結果を表２及び表３に示す。
表２及び表３において、
「ＴＭ」は、焼戻しマルテンサイト組織を意味し、
「ＴＭ＋ＴＢ」は、焼戻しマルテンサイト相と焼戻しベイナイト相とからなる二相組織を意味し、
「Ｆ＋ＴＢ」は、フェライト相と焼戻しベイナイト相とからなる二相組織を意味し、
「ＴＢ」は、焼戻しベイナイト組織を意味する。
（旧オーステナイト粒の平均アスペクト比）
前述した方法により、上記Ｌ断面の肉厚中央部における、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比（表２及び表３では、「旧γ粒平均アスペクト比」と表記する）を測定した。
結果を表２及び表３に示す。
（平均パケット粒）
前述した方法により、上記Ｌ断面の肉厚中央部における平均パケット粒を測定した。
結果を表２及び表３に示す。
（転位密度）
前述した方法により、上記Ｌ断面の肉厚中央部における転位密度を測定した。Ｘ線回折に用いるＸ線回折装置としては、リガク社製「ＲＩＮＴ２２００」を用いた。
結果を表２及び表３に示す。
＜Ｃ断面の肉厚中央部における電縫溶接部近傍の観察＞
実施例１〜１０の電縫鋼管について、前述した方法により、Ｃ断面の肉厚中央部における電縫溶接部近傍（即ち、電縫溶接部から肉厚分の距離以内の領域）の観察を行った。
その結果、実施例１〜１０のいずれにおいても、電縫溶接部近傍の金属組織は、焼戻しマルテンサイト相と、焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方と、を含むことが確認された。
＜管軸方向の引張強さの測定＞
電縫鋼管の管軸方向の引張強さ（以下、単に「引張強さ」とする）を、前述した方法によって測定した。
結果を表２及び表３に示す。
＜降伏伸びの有無＞
引張強さの測定を行うための管軸方向引張試験において、降伏伸びの有無を確認した。
０．１％以上の降伏伸びが観測された場合を、降伏延び「あり」と判断し、０．１％以上の降伏伸びが観測されなかった場合を、降伏延び「無し」と判断した。
＜曲げ試験（内面割れ深さの評価）＞
電縫鋼管について、トーションビームの製造を模した曲げ試験を行い、内面割れ深さを評価した。以下、詳細を説明する。
図２は、曲げ試験の概要を模式的に示す概略図である。
図２に示すように、各実施例及び各比較例の電縫鋼管である電縫鋼管１００Ａと、Ｖ字型の切り欠き部を有する下金型１０と、断面が略三角形状である先端を有するポンチ１２と、を準備した。
ここで、金型１０の切り欠き部の谷部の角度θ１、及び、ポンチ１２の先端の角度θ２は、いずれも６０°とした。
この曲げ試験では、下金型１０の切り欠き部に電縫鋼管１００Ａを配置し、配置された電縫鋼管１００Ａに対し、ポンチ１２を矢印Ｐの方向に押し込むことにより、電縫鋼管１００Ａに曲げ成形を施した。これにより、電縫鋼管１００Ａの一部に、電縫鋼管１００Ａの管軸方向Ｌに対して垂直な方向の曲げを加え、図３に示す、略Ｖ字型の閉断面を有する構造物１００Ｂを形成した。
なお、電縫鋼管１００Ａの管軸方向Ｌは、電縫鋼管１００Ａの素材である熱延鋼板の製造時における圧延方向に相当する。
図３は、曲げ試験において、電縫鋼管１００Ａに曲げ成形を施すことによって得られた構造物１００Ｂの断面を模式的に示す概略断面図である。図３に示す構造物１００Ｂの断面は、構造物１００Ｂの長手方向に対して垂直な断面であり、曲げ成形前の電縫鋼管におけるＣ断面（即ち、管軸方向Ｌに対して垂直な断面）に対応する。
図２及び図３に示すように、電縫鋼管１００Ａに曲げ成形を施すことにより、略Ｖ字型の閉断面を有する構造物１００Ｂが形成された。ここで、ポンチ１２の押し込み量は、構造部１００Ｂの閉断面における一端部１０１Ｂ（曲げ部）において、内面１０２Ｂの曲率半径Ｒが４ｍｍとなるように調整した。構造部１００Ｂの閉断面における他端部の内面の曲率半径Ｒも４ｍｍとなるように調整した。
一端部１０１Ｂの断面（詳細には、図３に相当する断面）における内面１０２Ｂ及びその近傍を、ＳＥＭにより、倍率１０００倍にて観察することにより、内面割れの深さ（以下、「内面割れ深さ」ともいう）を測定した。
ここで、内面割れ深さは、以下のようにして求めた。
一端部１０１Ｂの断面における内面１０２Ｂ及びその近傍をＳＥＭで観察することにより、内面割れの有無を確認した。内面割れが存在した場合、個々の内面割れについて、それぞれ、割れの起点から終点までの直線距離を求め、個々の内面割れの深さを求めた。個々の内面割れの深さの最大値を、その実施例又は比較例における「内面割れ深さ」とした。内面割れが存在しなかった場合、その実施例又は比較例における「内面割れ深さ」は、「０μｍ」とした。
得られた内面割れ深さを表２及び表３に示す。
この内面割れ深さの評価では、内面割れ深さが小さい程、耐内面割れ性に優れる。内面割れ深さが０μｍであることは、内面割れが全く生じていないこと、即ち、耐内面割れ性に顕著に優れることを意味する。
表２に示すように、本開示における化学組成を有し、母材１８０°位置のＬ断面において、肉厚中央部の金属組織が焼戻しマルテンサイト組織であり、焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０以下であり、管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びが観測される実施例１〜１０の電縫鋼管では、７５０ＭＰａ〜９８０ＭＰａの範囲の優れた引張強さを示し、かつ、耐内面割れ性に優れていた。
上記実施例に対し、表２に示す比較例の結果は以下のとおりであった。
Ｃ含有量が少なすぎる比較例１では、引張強さが不足した。
Ｃ含有量が多すぎる比較例２では、引張強さが過大となり、耐内面割れ性が劣化した。
Ｓｉ含有量が少なすぎる比較例３では、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、脱酸が不十分となり、粗大なＦｅ酸化物が生成されたためと考えられる。
Ｓｉ含有量が多すぎる比較例４では、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、ＳｉＯ２などの介在物が生成され、電縫鋼管を製造するためのロール成形時及び／又は電縫鋼管に対する曲げ成形時に、上記介在物を起点とし、微小ボイドが発生したためと考えられる。
Ｍｎ含有量が少なすぎる比較例５では、母材１８０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部の金属組織が、焼戻しマルテンサイト組織ではなく、焼戻しマルテンサイト相と焼戻しベイナイト相とからなる二相組織となり、引張強さが不足し、耐内面割れ性が劣化した。
Ｍｎ含有量が多すぎる比較例６では、引張強さが過大となり、耐内面割れ性が劣化した。
Ｐ含有量が多すぎる比較例７では、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、Ｐがパケット粒界に濃化したためと考えられる。
Ｓ含有量が多すぎる比較例８では、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、粗大なＭｎＳが生じたためと考えられる。
Ｔｉ含有量が少なすぎる比較例９では、Ｔｉ／Ｎが３．４未満となり、母材１８０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部の金属組織が、焼戻しマルテンサイト組織ではなく、フェライト相と焼戻しベイナイト相とからなる二相組織となり、引張強さが不足し、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、ＮをＴｉＮの形態で固定できなくなり、ＢＮが形成され、その結果、Ｂによる焼入れ性向上の効果が不十分となったためと考えられる。
Ｔｉ含有量が多すぎる比較例１０では、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、粗大なＴｉＣ及び／又はＴｉＮが析出したためと考えられる。
Ａｌ含有量が少なすぎる比較例１１では、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、旧オーステナイト粒が粗大となり、旧オーステナイト粒中のパケット粒も粗大となったためと考えられる。
Ａｌ含有量が多すぎる比較例１２では、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、粗大はＡｌＮが生成したためと考えられる。
Ｎｂ含有量が少なすぎる比較例１３では、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、旧オーステナイト粒が粗大となり、旧オーステナイト粒中のパケット粒も粗大となったためと考えられる。
Ｎｂ含有量が多すぎる比較例１４では、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、粗大はＮｂＣが生成したためと考えられる。
Ｎ含有量が多すぎる比較例１５では、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、粗大はＡｌＮが生成したためと考えられる。また、この比較例１５では、Ｔｉ／Ｎが３．４未満となり、母材１８０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部の金属組織が、フェライト相と焼戻しベイナイト相とからなる二相組織となり、引張強さが不足した。この理由は、ＮをＴｉＮの形態で固定できなくなり、ＢＮが形成され、その結果、Ｂによる焼入れ性向上の効果が不十分となったためと考えられる。
Ｂ含有量が少なすぎる比較例１６では、母材１８０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部の金属組織が、焼戻しマルテンサイト組織ではなく、フェライト相と焼戻しベイナイト相とからなる二相組織となり、引張強さが不足し、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、Ｂ含有量が少なすぎるために、焼入れ性が不足したためと考えられる。
Ｂ含有量が多すぎる比較例１７では、母材１８０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部の金属組織が、焼戻しマルテンサイト組織ではなく、焼戻しマルテンサイト相と焼戻しベイナイト相とからなる二相組織となり、引張強さが不足し、耐内面割れ性が劣化した。この理由は、Ｂの凝集及び又は析出により、オーステナイト粒界に偏析する固溶Ｂが減少したことにより、焼入れ性が低下したためと考えられる。
上記実施例に対し、表３に示す比較例の結果は以下のとおりであった。
本開示の化学組成を有するが、熱間圧延仕上温度が低すぎた比較例１８では、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０超となり、耐内面割れ性が劣化した。
本開示の化学組成を有するが、熱延鋼板を冷却する際の冷却速度が遅すぎた比較例１９では、母材１８０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部の金属組織が、焼戻しマルテンサイト組織ではなく、焼戻しマルテンサイト相と焼戻しベイナイト相とからなる二相組織となり、引張強さが不足し、耐内面割れ性が劣化した。
本開示の化学組成を有するが、熱延鋼板を巻き取る際の巻取温度（即ち、冷却終了温度）が高すぎた比較例２０では、母材１８０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部の金属組織が、焼戻しマルテンサイト組織ではなく、フェライト相と焼戻しベイナイト相とからなる二相組織となり、引張強さが不足し、耐内面割れ性が劣化した。
本開示の化学組成を有するが、造管後焼戻しにおける焼戻し温度が低すぎた比較例２１では、降伏伸びが観測されず、耐内面割れ性が劣化した。
本開示の化学組成を有するが、造管後焼戻しにおける焼戻し温度が高すぎた比較例２２では、引張強さが不足した。
本開示の化学組成を有するが、造管後焼戻しにおける焼戻し時間が短すぎた比較例２３では、降伏伸びが観測されず、耐内面割れ性が劣化した。
本開示の化学組成を有するが、造管後焼戻しにおける焼戻し時間が長すぎた比較例２４では、引張強さが不足した。
本開示の化学組成を有するが、造管後焼戻しではなく造管前焼戻しを行った比較例２５では、降伏伸びが観測されず、耐内面割れ性が劣化した。
本開示の化学組成を有するが、熱間圧延仕上温度が低すぎた比較例２６では、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０超となり、耐内面割れ性が劣化した。
本開示の化学組成を有するが、熱延鋼板を巻き取る際の巻取温度（即ち、冷却終了温度）が高すぎた比較例２７では、母材１８０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部の金属組織が、焼戻しマルテンサイト組織ではなく、焼戻しベイナイト組織となり、引張強さが不足し、耐内面割れ性が劣化した。
本開示の化学組成における各元素の含有量は適正であるが、Ｖｃ９０が１５０超である比較例２８では、母材１８０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部の金属組織が、焼戻しマルテンサイト組織ではなく、焼戻しマルテンサイト相と焼戻しベイナイト相とからなる二相組織となり、引張強さが不足し、耐内面割れ性が劣化した。
本開示の化学組成における各元素の含有量は適正であるが、Ｔｉ／Ｎが３．４未満である比較例２９では、母材１８０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部の金属組織が、焼戻しマルテンサイト相と焼戻しベイナイト相とからなる二相組織となり、引張強さが不足した。この理由は、ＮをＴｉＮの形態で固定できなくなり、ＢＮが形成され、その結果、Ｂによる焼入れ性向上の効果が不十分となったためと考えられる。
＜降伏伸び＞
本開示の電縫鋼管では、管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びが観測される。
ここで、「降伏伸びが観測される」とは、管軸方向引張試験において、実質的な降伏伸び（詳細には、０．１％以上の降伏伸び）が観測されることを意味する。
降伏伸びの有無を観測するための管軸方向引張試験は、後述する管軸方向の引張強さを測定するための管軸方向引張試験と同様の条件で行う。
＜降伏伸びの有無＞
引張強さの測定を行うための管軸方向引張試験において、降伏伸びの有無を確認した。
０．１％以上の降伏伸びが観測された場合を、降伏伸び「あり」と判断し、０．１％以上の降伏伸びが観測されなかった場合を、降伏伸び「無し」と判断した。

Claims (5)

  1. 母材部及び電縫溶接部を含み、
    前記母材部の化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０５〜０．３０％、
    Ｓｉ：０．０３〜１．２０％、
    Ｍｎ：０．３０〜２．５０％、
    Ｐ：０〜０．０３０％、
    Ｓ：０〜０．０１０％、
    Ｔｉ：０．０１０〜０．２００％、
    Ａｌ：０．００５〜０．５００％、
    Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、
    Ｎ：０〜０．００６％、
    Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
    Ｃｕ：０〜１．０００％、
    Ｎｉ：０〜１．０００％、
    Ｃｒ：０〜１．００％、
    Ｍｏ：０〜０．５０％、
    Ｖ：０〜０．２００％、
    Ｗ：０〜０．１００％、
    Ｃａ：０〜０．０２００％、
    Ｍｇ：０〜０．０２００％、
    Ｚｒ：０〜０．０２００％、
    ＲＥＭ：０〜０．０２００％、並びに、
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    下記式（ｉ）によって定義されるＶｃ９０が２〜１５０であり、
    Ｎに対するＴｉの含有質量比が３．４以上であり、
    前記電縫溶接部から管周方向に１８０°ずれた位置のＬ断面において、肉厚中央部の金属組織が焼戻しマルテンサイト組織であり、前記焼戻しマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が２．０以下であり、
    Ｃ断面の肉厚中央部において、前記電縫溶接部から肉厚分の距離以内の領域の金属組織が、焼戻しマルテンサイト相と、焼戻しベイナイト相及びフェライト相の少なくとも一方と、を含み、
    管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びが観測され、
    管軸方向の引張強さが７５０〜９８０ＭＰａであるトーションビーム用電縫鋼管。
    ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５βａ … 式（ｉ）
    βａ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ … 式（ii）
    〔式（ｉ）中、βａは、式（ii）によって定義される値である。
    式（ii）中、各元素記号は、各元素の質量％を表す。〕
  2. 前記母材部の化学組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０％超１．０００％以下、
    Ｎｉ：０％超１．０００％以下、
    Ｃｒ：０％超１．００％以下、
    Ｍｏ：０％超０．５０％以下、
    Ｖ：０％超０．２００％以下、
    Ｗ：０％超０．１００％以下、
    Ｃａ：０％超０．０２００％以下、
    Ｍｇ：０％超０．０２００％以下、
    Ｚｒ：０％超０．０２００％以下、及び、
    ＲＥＭ：０％超０．０２００％以下、
    からなる群から選択される１種以上を含有する請求項１に記載のトーションビーム用電縫鋼管。
  3. 前記焼戻しマルテンサイト組織中のパケット粒の平均粒径が１０μｍ以下である請求項１又は請求項２に記載のトーションビーム用電縫鋼管。
  4. 前記Ｌ断面における肉厚中央部の転位密度が２．０×１０１４ｍ−２以下である請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のトーションビーム用電縫鋼管。
  5. 外径が５０〜１５０ｍｍであり、肉厚が２．０〜４．０ｍｍである請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のトーションビーム用電縫鋼管。
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