JPWO2020202333A1 - 電縫鋼管およびその製造方法、並びに鋼管杭 - Google Patents
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Abstract
母材部と管軸方向に溶接部を有する電縫鋼管であって、母材部の成分組成は、特定の成分組成を有し、母材部の板厚をｔとしたとき、電縫鋼管の外表面から板厚ｔの１／４ｔ深さ位置における鋼組織は、ベイナイトが面積率で７０％以上であり、ベイナイトの平均有効粒径が平均円相当径で１０．０μｍ以下、かつベイナイトの平均アスペクト比が０．１〜０．８であり、管軸方向の引張強さが５９０ＭＰａ以上、０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、降伏比が８５〜９５％であり、母材部における管軸方向を試験片長手方向とした−３０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であり、母材部における鋼管外表面の管軸方向における残留応力が２５０ＭＰａ以下である電縫鋼管及びその製造方法、並びに鋼管杭。
Description
本発明は、構造物の基礎として用いられる鋼管杭に好適な電縫鋼管およびその製造方法、並びに鋼管杭に関する。特に、本発明は、熱延鋼板（熱延鋼帯）を素材とし、素材を冷間でロール成形し造管して得られる電縫鋼管の高強度化、高靱性化、降伏比の最適化、および耐座屈性能の向上に関するものである。
近年、大規模地震への対応として、構造物の基礎として用いられる鋼管杭に対しても、高強度化と変形エネルギー吸収能の向上が強く要望されるようになってきた。一般的に、鋼管の変形エネルギー吸収能を向上させるためには、高い引張強さと低い降伏比を有する鋼管とすることが有効である。しかし、鋼管杭は、杭打ちの際に鋼管の変形を抑えるという観点から管軸方向の降伏比を過度に低くすることが難しい。さらに、特に寒冷地で使用される鋼管杭には、高い低温靱性も必要となる。また、地震などによる変形に耐えるために高い耐座屈性能も必要となる。
特許文献１には、耐局部座屈性に優れた耐震性溶接鋼管の製造方法が記載されている。特許文献１では、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％を含有し、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０８０％の内１種以上を含有し、Ｐｃｍが０．１０〜０．２５となる組成の鋼を熱間圧延し、圧延終了後６００℃以下まで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して得られた鋼板を、冷間成形して鋼管とする。これにより、管軸方向の引張試験における加工硬化指数が０．１０以上となる変形性能に優れる鋼管を得ることができ、鋼管に横から作用する外力による局部座屈の発生や、それに起因する脆性的なき裂や破断の発生を防止できるとしている。
特許文献２には、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％を含み、さらにＣｕ：０．１０〜１．５％、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％およびＶ：０．００５〜０．１０％からなる群から選ばれた１種または２種以上を含み、Ｃｅｑ：０．３８〜０．４５である鋼片に、９００℃以上の温度域における１パス当たりの圧下率が４％以下となるように熱間圧延を行って熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の二相温度域に再加熱して該二相温度域から焼入れし、さらに焼戻しを行ってから、製管加工を行う、鋼管の製造方法が記載されている。これにより得られる鋼管は、０．２％耐力：４４０ＭＰａ以上、引張強度：５９０〜７００ＭＰａ、降伏比：８０％以下の低降伏比高張力鋼管であり、建造物、橋梁、タンク等の鋼構造物用として好適であるとしている。
特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．１８％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１〜２％を含む組成の鋼管を製造するにあたり、Ａｃ３点以上に加熱したのち急冷する工程と、Ａｃ１点〜Ａｃ３点の二相温度域に加熱したのち空冷する工程と、冷間で管状に成形する工程と、５００〜６００℃に再加熱する工程とを順次施して、低降伏比の建築構造用高張力鋼管とする製造方法が記載されている。これにより、高価な合金元素を使用せずに、引張強度：５９０ＭＰａ以上の建築構造用鋼管を製造することができるとしている。
特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含み、加えてフェライト相を主相とし、主相以外の第二相が、面積率で８〜３０％のパーライトおよび／または擬似パーライトであり、該主相と第二相を含む平均の粒径が４．０〜１０μｍである組織を有し、管周方向および管軸方向で０．２％耐力ＹＳ：４５０ＭＰａ以上、引張強さＴＳ：５９０ＭＰａ以上で、かつ降伏比：９０％以下である鋼管杭向け低降伏比高強度電縫鋼管が記載されている。
しかしながら、特許文献１に記載された技術で製造された鋼管は、管軸方向の降伏比が過度に低下する。このため、鋼管杭として適用した場合には、杭打ちの際に、打ち込みにより座屈等の問題を生じる恐れがある。
特許文献２に記載された技術では、焼き戻しのための熱処理工程を必要とする。また、特許文献３に記載された技術では、大型の管用熱処理装置を必要とするうえ、製管したのちに熱処理工程を必要とする。これらの熱処理を必要とする技術では、降伏比が低くなり過ぎるという問題がある。さらに、工程が複雑となり生産性が低下する問題もある。また、生産コストが増大して、安価に提供することが困難となる。
特許文献４に記載された技術では、熱間圧延後に、仕上圧延終了温度から１０〜１００ｓで５５０〜７００℃の温度域まで冷却して、フェライトとパーライトを主体とした組織を得ており、所望の組織を得られていない。また、非常に長い冷却帯を有する設備が必要となり、安価な鋼管杭向け高強度高靱性電縫鋼管を提供することが困難となる。
本発明は、上記した課題に鑑みてなされたものであり、最適な降伏比および高い耐座屈性能を有し、さらに高強度および高靱性を備えた電縫鋼管およびその製造方法、並びに鋼管杭を提供することを目的とする。
なお、本発明では、主に板厚が１６ｍｍ以下の熱延鋼板を素材として用いた場合に、上記課題を達成できる電縫鋼管およびその製造方法、並びに鋼管杭を提供するものでもある。
ここでいう「高強度」とは、電縫鋼管の母材部における管軸方向において、０．２％耐力（ＹＳ）：４５０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上である場合をいう。ここでいう「高靱性」とは、電縫鋼管の母材部における管軸方向を試験片長手方向とした、−３０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上である場合をいい、電縫鋼管の管周方向および管軸方向のいずれにおいても、上記した高靱性を満足するものとする。ここでいう「最適な降伏比」とは、上記した引張強さに対する０．２％耐力の比（ＹＲ）が８５〜９５％をいう。ここでいう「高い耐座屈性能」とは、電縫鋼管の母材部における鋼管外表面の管軸方向における残留応力が２５０ＭＰａ以下で、かつ降伏比が９５％以下である場合をいう。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、降伏比、０．２％耐力、引張強さ、およびシャルピー衝撃特性に及ぼす各種合金元素および製造条件の影響について、鋭意検討した。また、得られた鋼管（電縫鋼管）の耐座屈性能についても、鋭意検討した。その結果、降伏比を比較的低く維持しつつ、高強度と高靱性が両立でき、高い耐座屈性能を有する適正な成分組成、鋼組織および製造条件があることを知見した。
すなわち、特定の成分組成、熱間圧延条件に限定して製造した熱延鋼板に、冷間ロール成形による冷間ロール成形工程において溶接後に特定の条件で縮径圧延を施す。これにより、電縫鋼管の母材部の鋼管外表面から板厚ｔの１／４ｔ深さ位置における鋼組織を、ベイナイトが面積率で７０％以上、さらに、ベイナイトの平均有効粒径が平均円相当径で１０．０μｍ以下、かつベイナイトの平均アスペクト比が０．１〜０．８にでき、０．２％耐力は４５０ＭＰａ以上、引張強さは５９０ＭＰａ以上と高く、かつ降伏比は８５〜９５％であり、−３０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは７０Ｊ以上であり、母材部における鋼管外表面の管軸方向の残留応力が２５０ＭＰａ以下である低降伏比、高強度、高靱性および、高い耐座屈性能を備えた電縫鋼管が得られることを見出した。
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り、本発明の要旨は次のとおりである。
［１］ 母材部と管軸方向に溶接部を有する電縫鋼管であって、
母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．１１％、
Ｓｉ：０．６０％以下、
Ｍｎ：０．５０〜１．７０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｖ：０．００１〜０．０６０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記母材部の板厚をｔとしたとき、前記電縫鋼管の外表面から板厚ｔの１／４ｔ深さ位置における鋼組織は、
ベイナイトが面積率で７０％以上であり、
前記ベイナイトの平均有効粒径が平均円相当径で１０．０μｍ以下、かつ前記ベイナイトの平均アスペクト比が０．１〜０．８であり、
管軸方向の引張強さが５９０ＭＰａ以上、０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、降伏比が８５〜９５％であり、
前記母材部における管軸方向を試験片長手方向とした−３０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であり、
前記母材部における鋼管外表面の管軸方向における残留応力が２５０ＭＰａ以下である電縫鋼管。
［２］ 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：０．００８％以下を含有する［１］に記載の電縫鋼管。
［３］ 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１.０％、
Ｍｏ：０．０１〜１.０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載の電縫鋼管。
［４］ 鋼素材に、熱間圧延工程、冷却工程をこの順に施して熱延鋼板とし、さらに、該熱延鋼板に冷間ロール成形工程を施して電縫鋼管とする電縫鋼管の製造方法であって、
前記鋼素材は、［１］〜［３］のいずれか１つに記載の成分組成を有し、
前記熱間圧延工程は、前記鋼素材を加熱温度：１１００〜１２８０℃に加熱した後、粗圧延終了温度：８５０〜１１５０℃、仕上圧延終了温度：７５０〜８５０℃、かつ、粗圧延と仕上圧延における９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上とする粗圧延および仕上圧延を施して熱延板とする工程であり、
前記冷却工程は、前記熱延板を、板厚中心温度で、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度：１５〜３５℃／ｓ、冷却停止温度：４５０〜６５０℃で冷却する工程であり、
前記冷間ロール成形工程は、前記熱延鋼板にロール成形加工を施した鋼管素材を溶接し、溶接後の鋼管外面の周長に対して縮径率：０．２〜０．５％の縮径圧延を行う電縫鋼管の製造方法。
［５］ ［１］〜［３］のいずれか１つに記載の成分組成を有し、板厚をｔとしたとき、外表面から板厚ｔの１／４ｔ深さ位置における鋼組織は、ベイナイトが面積率で７０％以上であり、前記ベイナイトの平均有効粒径が平均円相当径で１０．０μｍ以下、かつ前記ベイナイトの平均アスペクト比が０．１〜０．８である熱延鋼板に冷間ロール成形工程を施して電縫鋼管とする電縫鋼管の製造方法であって、
前記冷間ロール成形工程は、前記熱延鋼板にロール成形加工を施した鋼管素材を溶接し、溶接後の鋼管外面の周長に対して縮径率：０．２〜０．５％の縮径圧延を行う電縫鋼管の製造方法。
［６］ ［１］〜［３］のいずれか１つに記載の電縫鋼管を用いた鋼管杭。
［１］ 母材部と管軸方向に溶接部を有する電縫鋼管であって、
母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．１１％、
Ｓｉ：０．６０％以下、
Ｍｎ：０．５０〜１．７０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｖ：０．００１〜０．０６０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記母材部の板厚をｔとしたとき、前記電縫鋼管の外表面から板厚ｔの１／４ｔ深さ位置における鋼組織は、
ベイナイトが面積率で７０％以上であり、
前記ベイナイトの平均有効粒径が平均円相当径で１０．０μｍ以下、かつ前記ベイナイトの平均アスペクト比が０．１〜０．８であり、
管軸方向の引張強さが５９０ＭＰａ以上、０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、降伏比が８５〜９５％であり、
前記母材部における管軸方向を試験片長手方向とした−３０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であり、
前記母材部における鋼管外表面の管軸方向における残留応力が２５０ＭＰａ以下である電縫鋼管。
［２］ 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：０．００８％以下を含有する［１］に記載の電縫鋼管。
［３］ 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１.０％、
Ｍｏ：０．０１〜１.０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載の電縫鋼管。
［４］ 鋼素材に、熱間圧延工程、冷却工程をこの順に施して熱延鋼板とし、さらに、該熱延鋼板に冷間ロール成形工程を施して電縫鋼管とする電縫鋼管の製造方法であって、
前記鋼素材は、［１］〜［３］のいずれか１つに記載の成分組成を有し、
前記熱間圧延工程は、前記鋼素材を加熱温度：１１００〜１２８０℃に加熱した後、粗圧延終了温度：８５０〜１１５０℃、仕上圧延終了温度：７５０〜８５０℃、かつ、粗圧延と仕上圧延における９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上とする粗圧延および仕上圧延を施して熱延板とする工程であり、
前記冷却工程は、前記熱延板を、板厚中心温度で、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度：１５〜３５℃／ｓ、冷却停止温度：４５０〜６５０℃で冷却する工程であり、
前記冷間ロール成形工程は、前記熱延鋼板にロール成形加工を施した鋼管素材を溶接し、溶接後の鋼管外面の周長に対して縮径率：０．２〜０．５％の縮径圧延を行う電縫鋼管の製造方法。
［５］ ［１］〜［３］のいずれか１つに記載の成分組成を有し、板厚をｔとしたとき、外表面から板厚ｔの１／４ｔ深さ位置における鋼組織は、ベイナイトが面積率で７０％以上であり、前記ベイナイトの平均有効粒径が平均円相当径で１０．０μｍ以下、かつ前記ベイナイトの平均アスペクト比が０．１〜０．８である熱延鋼板に冷間ロール成形工程を施して電縫鋼管とする電縫鋼管の製造方法であって、
前記冷間ロール成形工程は、前記熱延鋼板にロール成形加工を施した鋼管素材を溶接し、溶接後の鋼管外面の周長に対して縮径率：０．２〜０．５％の縮径圧延を行う電縫鋼管の製造方法。
［６］ ［１］〜［３］のいずれか１つに記載の電縫鋼管を用いた鋼管杭。
本発明によれば、鋼管杭として好適に用いられる、最適な降伏比および高い耐座屈性能を有し、さらに高強度および高靱性を備えた電縫鋼管およびその製造方法、並びに鋼管杭を提供することができる。本発明の電縫鋼管は容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の電縫鋼管の成分組成の限定理由について説明する。以下、特に断りがない限り、成分組成における「質量％」は単に「％」で記す。
本発明の電縫鋼管は、母材部と溶接部を有し、母材部はＣ：０．０２０〜０．１１％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．７０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、Ｖ：０．００１〜０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。
なお、本発明の電縫鋼管は、管軸方向に溶接部を有する。後述する「熱延鋼板」には、熱延鋼板、熱延鋼帯を含むものとする。
Ｃ：０．０２０〜０．１１％
Ｃは、固溶強化により鋼管（電縫鋼管）の強度を増加させるとともに、ベイナイトなどの鋼組織の生成に関与する元素である。また、Ｃは、硬質組織の形成により降伏比の低減に有効な元素である。比較的板厚の小さい鋼管（例えば、板厚が１６ｍｍ以下の鋼管）は、外径と内径の差が小さいため、鋼管を製造する際の加工度が小さく、降伏比が上昇しにくい。このため、Ｃ含有量が０．０２０％でも降伏比を９５％以下にできる。一方、比較的板厚の小さい鋼管は、鋼管の素材である熱延鋼板を製造する際の冷却速度が大きくなりやすい。このため、Ｃ含有量が０．１１％を超える場合にはマルテンサイトが生成しやすくなり、靱性が低下しやすい。
Ｃは、固溶強化により鋼管（電縫鋼管）の強度を増加させるとともに、ベイナイトなどの鋼組織の生成に関与する元素である。また、Ｃは、硬質組織の形成により降伏比の低減に有効な元素である。比較的板厚の小さい鋼管（例えば、板厚が１６ｍｍ以下の鋼管）は、外径と内径の差が小さいため、鋼管を製造する際の加工度が小さく、降伏比が上昇しにくい。このため、Ｃ含有量が０．０２０％でも降伏比を９５％以下にできる。一方、比較的板厚の小さい鋼管は、鋼管の素材である熱延鋼板を製造する際の冷却速度が大きくなりやすい。このため、Ｃ含有量が０．１１％を超える場合にはマルテンサイトが生成しやすくなり、靱性が低下しやすい。
したがって、上記した効果を得るためには、０．０２０％以上のＣの含有を必要とする。一方、０．１１％を超えるＣの含有は、マルテンサイトが生成しやすくなり、本発明で目的とする鋼組織が得られない。その結果、本発明で目的とする高靱性を確保することができなくなる。よって、Ｃは０．０２０〜０．１１％とする。Ｃは、好ましくは０．０４０％以上とし、より好ましくは０．０５０％以上とする。Ｃは、好ましくは０．１０％以下とする。
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼管の強度を増加させることができる元素である。しかし、Ｓｉを過剰に含有すると靱性が低下する。このようなことから、Ｓｉは０．６０％以下とする。Ｓｉは、好ましくは０．５０％以下とし、より好ましくは０．４５％以下とする。なお、Ｓｉの下限は特に規定しないが、電縫溶接性の観点より、０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上とする。
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼管の強度を増加させることができる元素である。しかし、Ｓｉを過剰に含有すると靱性が低下する。このようなことから、Ｓｉは０．６０％以下とする。Ｓｉは、好ましくは０．５０％以下とし、より好ましくは０．４５％以下とする。なお、Ｓｉの下限は特に規定しないが、電縫溶接性の観点より、０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上とする。
Ｍｎ：０．５０〜１．７０％
Ｍｎは、固溶強化を介して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て、本発明で目的とする高強度を確保するためには、０．５０％以上のＭｎの含有を必要とする。一方、１．７０％を超えてＭｎを含有すると、鋼組織が微細化し、降伏強度が高くなり、本発明で目的とする降伏比を確保できなくなる。このため、Ｍｎは０．５０〜１．７０％とする。Ｍｎは、好ましくは０．５５％以上とし、より好ましくは０．６０％以上とする。Ｍｎは、好ましくは１．６５％以下とし、より好ましくは１．６０％以下とする。
Ｍｎは、固溶強化を介して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て、本発明で目的とする高強度を確保するためには、０．５０％以上のＭｎの含有を必要とする。一方、１．７０％を超えてＭｎを含有すると、鋼組織が微細化し、降伏強度が高くなり、本発明で目的とする降伏比を確保できなくなる。このため、Ｍｎは０．５０〜１．７０％とする。Ｍｎは、好ましくは０．５５％以上とし、より好ましくは０．６０％以上とする。Ｍｎは、好ましくは１．６５％以下とし、より好ましくは１．６０％以下とする。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して靭性を低下させる元素であり、不純物としてできるだけ低減することが望ましいが、本発明では、０．０３０％までは許容できる。このようなことから、Ｐは０．０３０％以下とする。Ｐは、好ましくは０．０２５％以下とし、より好ましくは０．０２０％以下とする。しかし、Ｐの過度の低減は、精錬コストの高騰を招くため、Ｐは０．００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以上とする。
Ｐは、結晶粒界に偏析して靭性を低下させる元素であり、不純物としてできるだけ低減することが望ましいが、本発明では、０．０３０％までは許容できる。このようなことから、Ｐは０．０３０％以下とする。Ｐは、好ましくは０．０２５％以下とし、より好ましくは０．０２０％以下とする。しかし、Ｐの過度の低減は、精錬コストの高騰を招くため、Ｐは０．００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以上とする。
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、鋼管の素材である熱延鋼板を製造する際、鋼中でＭｎＳとして存在し、熱間圧延工程で薄く延伸されることにより、鋼管の延性および靭性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではＳを不純物としてできるだけ低減することが望ましいが、Ｓの含有は０．０１５％までは許容できる。このため、Ｓは０．０１５％以下とする。Ｓは、好ましくは０．０１０％以下とし、より好ましくは０．００８％以下とする。しかし、Ｓの過度の低減は、精錬コストの高騰を招くため、Ｓは０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１％以上とする。
Ｓは、鋼管の素材である熱延鋼板を製造する際、鋼中でＭｎＳとして存在し、熱間圧延工程で薄く延伸されることにより、鋼管の延性および靭性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではＳを不純物としてできるだけ低減することが望ましいが、Ｓの含有は０．０１５％までは許容できる。このため、Ｓは０．０１５％以下とする。Ｓは、好ましくは０．０１０％以下とし、より好ましくは０．００８％以下とする。しかし、Ｓの過度の低減は、精錬コストの高騰を招くため、Ｓは０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１％以上とする。
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒の微細化に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１０％以上のＡｌを含有する必要がある。一方、０．０６０％を超える多量のＡｌの含有は、鋼材（鋼管の素材である熱延鋼板）の清浄度を低下させ、鋼管の延性および靭性を低下させる。このため、Ａｌは０．０１０〜０．０６０％とする。Ａｌは、好ましくは０．０１５％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とする。Ａｌは、好ましくは０．０５５％以下とし、より好ましくは０．０５０％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒の微細化に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１０％以上のＡｌを含有する必要がある。一方、０．０６０％を超える多量のＡｌの含有は、鋼材（鋼管の素材である熱延鋼板）の清浄度を低下させ、鋼管の延性および靭性を低下させる。このため、Ａｌは０．０１０〜０．０６０％とする。Ａｌは、好ましくは０．０１５％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とする。Ａｌは、好ましくは０．０５５％以下とし、より好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％
Ｎｂは、炭素や窒素と結合して微細な析出物を形成し、析出強化によって鋼管の強度を増加させる。このような効果を得るためには、Ｎｂを０．０１０％以上含有する必要がある。一方、０．０８０％を超えてＮｂを含有すると、鋼管の素材である熱延鋼板を製造する際、熱間圧延工程における加熱で固溶させることが難しくなる。その結果、粗大な析出物として残留し、靱性が低下する。このため、Ｎｂは０．０１０〜０．０８０％とする。Ｎｂは、好ましくは０．０１５％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とする。Ｎｂは、好ましくは０．０７５％以下とし、より好ましくは０．０７０％以下とする。
Ｎｂは、炭素や窒素と結合して微細な析出物を形成し、析出強化によって鋼管の強度を増加させる。このような効果を得るためには、Ｎｂを０．０１０％以上含有する必要がある。一方、０．０８０％を超えてＮｂを含有すると、鋼管の素材である熱延鋼板を製造する際、熱間圧延工程における加熱で固溶させることが難しくなる。その結果、粗大な析出物として残留し、靱性が低下する。このため、Ｎｂは０．０１０〜０．０８０％とする。Ｎｂは、好ましくは０．０１５％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とする。Ｎｂは、好ましくは０．０７５％以下とし、より好ましくは０．０７０％以下とする。
Ｖ：０．００１〜０．０６０％
Ｖは、炭素や窒素と結合して微細な析出物を形成し、析出強化によって鋼管の強度を増加させる。このような効果を得るためには、Ｖを０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．０６０％を超えてＶを含有すると、析出物が粗大化し、靱性が低下する。このため、Ｖは０．００１〜０．０６０％とする。Ｖは、好ましくは０．００２％以上とし、より好ましくは０．００３％以上とする。Ｖは、好ましくは０．０５５％以下とし、より好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｖは、炭素や窒素と結合して微細な析出物を形成し、析出強化によって鋼管の強度を増加させる。このような効果を得るためには、Ｖを０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．０６０％を超えてＶを含有すると、析出物が粗大化し、靱性が低下する。このため、Ｖは０．００１〜０．０６０％とする。Ｖは、好ましくは０．００２％以上とし、より好ましくは０．００３％以上とする。Ｖは、好ましくは０．０５５％以下とし、より好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％
Ｔｉは、炭素や窒素と結合して微細な析出物を形成し、析出強化によって鋼管の強度を増加させる。このような効果を得るためには、Ｔｉを０．０１０％以上含有する必要がある。一方、０．０５０％を超えてＴｉを含有すると、析出物が粗大化し、靱性が低下する。このため、Ｔｉは０．０１０〜０．０５０％とする。Ｔｉは、好ましくは０．０１２％以上とし、より好ましくは０．０１５％以上とする。Ｔｉは、好ましくは０．０４５％以下とし、より好ましくは０．０４０％以下とする。
Ｔｉは、炭素や窒素と結合して微細な析出物を形成し、析出強化によって鋼管の強度を増加させる。このような効果を得るためには、Ｔｉを０．０１０％以上含有する必要がある。一方、０．０５０％を超えてＴｉを含有すると、析出物が粗大化し、靱性が低下する。このため、Ｔｉは０．０１０〜０．０５０％とする。Ｔｉは、好ましくは０．０１２％以上とし、より好ましくは０．０１５％以上とする。Ｔｉは、好ましくは０．０４５％以下とし、より好ましくは０．０４０％以下とする。
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、微量であれば鋼管の強度を増加させる効果を有するが、多量に含有すると高温で粗大な析出物を形成し、靱性を低下させる。このため、Ｎは０．００６％以下とする。Ｎの過度な低減は、精錬コストの高騰を招くため、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．００２％以上とする。Ｎは、好ましくは０．００５％以下とし、より好ましくは０．００４％以下とする。
Ｎは、微量であれば鋼管の強度を増加させる効果を有するが、多量に含有すると高温で粗大な析出物を形成し、靱性を低下させる。このため、Ｎは０．００６％以下とする。Ｎの過度な低減は、精錬コストの高騰を招くため、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．００２％以上とする。Ｎは、好ましくは０．００５％以下とし、より好ましくは０．００４％以下とする。
残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、本発明の効果を損なわない範囲においては、不可避的不純物として、Ｏ：０．００５０％以下の含有を許容できる。
上記した成分が本発明における電縫鋼管の基本の成分組成である。上記した必須元素で本発明で目的とする特性は得られるが、この基本の成分組成に加えて、必要に応じてさらに、下記の元素を含有することができる。
Ｂ：０．００８％以下
Ｂは、フェライト変態開始温度を低下させることで鋼組織の微細化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。しかし、Ｂの含有量が０．００８％を超えると、結晶粒界に偏析しやすくなり、靱性が低下する恐れがある。したがって、Ｂを含有する場合には、Ｂを０．００８％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００６％以下とする。なお、Ｂは、好ましくは０．０００３％以上とし、より好ましく０．０００５％以上とする。
Ｂは、フェライト変態開始温度を低下させることで鋼組織の微細化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。しかし、Ｂの含有量が０．００８％を超えると、結晶粒界に偏析しやすくなり、靱性が低下する恐れがある。したがって、Ｂを含有する場合には、Ｂを０．００８％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００６％以下とする。なお、Ｂは、好ましくは０．０００３％以上とし、より好ましく０．０００５％以上とする。
Ｃｒ：０．０１〜１.０％、Ｍｏ：０．０１〜１.０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、焼入れ性を高めることで、鋼管の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、Ｃｒを０．０１％以上含有することが好ましい。一方、１．０％を超えてＣｒを含有すると、靱性や溶接性を低下させる恐れがあるため、１．０％以下とすることが好ましい。したがって、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒを０．０１〜１．０％とすることが好ましい。Ｃｒは、より好ましくは０．０２％以上とし、より一層好ましくは０．０３％以上とする。Ｃｒは、より好ましくは０．８％以下とし、より一層好ましくは０．６％以下とする。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、焼入れ性を高めることで、鋼管の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、Ｃｒを０．０１％以上含有することが好ましい。一方、１．０％を超えてＣｒを含有すると、靱性や溶接性を低下させる恐れがあるため、１．０％以下とすることが好ましい。したがって、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒを０．０１〜１．０％とすることが好ましい。Ｃｒは、より好ましくは０．０２％以上とし、より一層好ましくは０．０３％以上とする。Ｃｒは、より好ましくは０．８％以下とし、より一層好ましくは０．６％以下とする。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、焼入れ性を高めることで、鋼管の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、Ｍｏを０．０１％以上含有することが好ましい。一方、１．０％を超えてＭｏを含有すると、靱性を低下させるおそれがあるため、１．０％以下とすることが好ましい。したがって、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏを０．０１〜１．０％とすることが好ましい。Ｍｏは、より好ましくは０．０２％以上とし、より一層好ましくは０．０３％以上とする。Ｍｏは、より好ましくは０．８％以下とし、より一層好ましくは０．６％以下とする。
Ｍｏは、焼入れ性を高めることで、鋼管の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、Ｍｏを０．０１％以上含有することが好ましい。一方、１．０％を超えてＭｏを含有すると、靱性を低下させるおそれがあるため、１．０％以下とすることが好ましい。したがって、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏを０．０１〜１．０％とすることが好ましい。Ｍｏは、より好ましくは０．０２％以上とし、より一層好ましくは０．０３％以上とする。Ｍｏは、より好ましくは０．８％以下とし、より一層好ましくは０．６％以下とする。
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％
Ｃｕは、固溶強化により鋼管の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、Ｃｕを０．０１％以上含有することが好ましい。一方、０．５０％を超えてＣｕを含有すると、靱性を低下させるおそれがあるため、０．５０％以下とすることが好ましい。したがって、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕを０．０１〜０．５０％とすることが好ましい。Ｃｕは、より好ましくは０．０２％以上とし、より一層好ましくは０．０３％以上とする。Ｃｕは、より好ましくは０．４５％以下とし、より一層好ましくは０．４０％以下とする。
Ｃｕは、固溶強化により鋼管の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、Ｃｕを０．０１％以上含有することが好ましい。一方、０．５０％を超えてＣｕを含有すると、靱性を低下させるおそれがあるため、０．５０％以下とすることが好ましい。したがって、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕを０．０１〜０．５０％とすることが好ましい。Ｃｕは、より好ましくは０．０２％以上とし、より一層好ましくは０．０３％以上とする。Ｃｕは、より好ましくは０．４５％以下とし、より一層好ましくは０．４０％以下とする。
Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、固溶強化により鋼管の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、Ｎｉを０．０１％以上含有することが好ましい。一方、１．０％を超えてＮｉを含有すると、靱性を低下させるおそれがあるため、１．０％以下とすることが好ましい。したがって、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉを０．０１〜１．０％とすることが好ましい。Ｎｉは、より好ましくは０．０２％以上とし、より一層好ましくは０．０３％以上とする。Ｎｉは、より好ましくは０．８％以下とし、より一層好ましくは０．６％以下とする。
Ｎｉは、固溶強化により鋼管の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、Ｎｉを０．０１％以上含有することが好ましい。一方、１．０％を超えてＮｉを含有すると、靱性を低下させるおそれがあるため、１．０％以下とすることが好ましい。したがって、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉを０．０１〜１．０％とすることが好ましい。Ｎｉは、より好ましくは０．０２％以上とし、より一層好ましくは０．０３％以上とする。Ｎｉは、より好ましくは０．８％以下とし、より一層好ましくは０．６％以下とする。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
Ｃａは、鋼管の素材である熱延鋼板を製造する際、熱間圧延工程で薄く延伸されるＭｎＳ等の硫化物を、球状化することで鋼の靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るため、Ｃａを含有する場合には、０．０００５％以上含有することが好ましい。しかし、Ｃａの含有量が０．０１０％を超えると、鋼中にＣａ酸化物クラスターが形成され、靱性が悪化する恐れがある。したがって、Ｃａを含有する場合には、Ｃａを０．０００５〜０．０１０％とすることが好ましい。Ｃａは、より好ましくは０．００１０％以上とし、より一層好ましくは０．００１５％以上とする。Ｃａは、より好ましくは０．００５％以下とし、より一層好ましくは０．００４％以下とする。
Ｃａは、鋼管の素材である熱延鋼板を製造する際、熱間圧延工程で薄く延伸されるＭｎＳ等の硫化物を、球状化することで鋼の靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るため、Ｃａを含有する場合には、０．０００５％以上含有することが好ましい。しかし、Ｃａの含有量が０．０１０％を超えると、鋼中にＣａ酸化物クラスターが形成され、靱性が悪化する恐れがある。したがって、Ｃａを含有する場合には、Ｃａを０．０００５〜０．０１０％とすることが好ましい。Ｃａは、より好ましくは０．００１０％以上とし、より一層好ましくは０．００１５％以上とする。Ｃａは、より好ましくは０．００５％以下とし、より一層好ましくは０．００４％以下とする。
次に、本発明の電縫鋼管の鋼組織を限定した理由について説明する。
本発明の電縫鋼管における、母材部の板厚をｔとしたとき、電縫鋼管の外表面から板厚ｔの１／４ｔ深さ位置における母材部の鋼組織は、ベイナイトが面積率で７０％以上であり、ベイナイトの平均有効粒径が平均円相当径で１０．０μｍ以下、かつベイナイトの平均アスペクト比が０．１〜０．８である鋼組織を有する。
ここで、板厚ｔの１／４ｔ深さ位置とは、鋼組織を制御する上で重要となる、鋼管の素材である熱延鋼板を製造する際の熱間圧延工程における冷却速度が最も大きくなる最表層と最も小さくなる１／２ｔ深さ位置の中間となる位置である。なお、本発明では、熱間圧延における板幅Ｗの１／４Ｗ位置の圧延方向に平行な断面を鋼組織の評価面としている。本発明では、熱間圧延後に熱処理等は行わないため、熱延鋼板の組織と鋼管（母材部）の組織は同じになる。
ベイナイトの面積率：７０％以上
本発明において高強度と高靱性を両立するために、ベイナイトを面積率で７０％以上含有することが重要である。ベイナイトが７０％未満であると、本発明で目的とする強度が得にくくなる。したがって、鋼管の外表面から板厚ｔの１／４ｔ深さ位置における母材部の鋼組織は、ベイナイトを面積率で７０％以上とする。好ましくは７２％以上である。なお、ベイナイトの面積率が過剰であると降伏比が高くなり過ぎるため、ベイナイトは面積率で９８％以下とすることが好ましい。より好ましくは９５％以下とする。
本発明において高強度と高靱性を両立するために、ベイナイトを面積率で７０％以上含有することが重要である。ベイナイトが７０％未満であると、本発明で目的とする強度が得にくくなる。したがって、鋼管の外表面から板厚ｔの１／４ｔ深さ位置における母材部の鋼組織は、ベイナイトを面積率で７０％以上とする。好ましくは７２％以上である。なお、ベイナイトの面積率が過剰であると降伏比が高くなり過ぎるため、ベイナイトは面積率で９８％以下とすることが好ましい。より好ましくは９５％以下とする。
ベイナイト以外の組織（残部組織）は、フェライト、パーライト、マルテンサイト、オーステナイトなどが考えられる。これらの組織の面積率の合計が、鋼組織全体に対して３０％以上になると、強度や靱性の不足、降伏比の過度な低下を招く。よって、残部組織は面積率の合計で３０％未満とすることが好ましい。より好ましくは２８％未満とする。本発明で目的とする降伏比を得ることを考慮すると、残部組織の面積率の合計の下限は、２％超えが好ましく、５％超えがより好ましい。
なお、本発明では、上記した各組織の面積率の測定は、後述する実施例に記載の方法で行うことができる。
ベイナイトの平均有効粒径：平均円相当径で１０．０μｍ以下
本発明において高強度と高靱性を両立するために、ベイナイトの平均有効粒径の平均円相当径を１０．０μｍ以下とすることが重要である。ベイナイトの平均有効粒径が、平均円相当径で１０．０μｍを超えると、本発明で目的とする靱性が得られなくなる。また、本発明で目的とする強度が得られなくなる。好ましくは８．０μｍ以下とする。なお、ベイナイトが微細になり過ぎると降伏比が高くなり過ぎるため、ベイナイトの平均有効粒径の平均円相当径を１．０μｍ以上とすることが好ましく、２．０μｍ以上とすることがより好ましい。
本発明において高強度と高靱性を両立するために、ベイナイトの平均有効粒径の平均円相当径を１０．０μｍ以下とすることが重要である。ベイナイトの平均有効粒径が、平均円相当径で１０．０μｍを超えると、本発明で目的とする靱性が得られなくなる。また、本発明で目的とする強度が得られなくなる。好ましくは８．０μｍ以下とする。なお、ベイナイトが微細になり過ぎると降伏比が高くなり過ぎるため、ベイナイトの平均有効粒径の平均円相当径を１．０μｍ以上とすることが好ましく、２．０μｍ以上とすることがより好ましい。
ここでは、隣接する結晶の方位差を求め、隣り合う結晶の方位差（結晶方位差）が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、その結晶粒と面積が等しい円の直径をベイナイトの有効粒径とした。得られた有効粒径から粒径の算術平均を求めて、平均円相当径（平均有効粒径）とした。なお、本発明では、結晶方位差、有効粒径、および平均円相当径は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
ベイナイトの平均アスペクト比：０．１〜０．８
本発明において管軸方向の降伏比を８５〜９５％に制御するためには、ベイナイトの平均アスペクト比を０．１〜０．８とすることが必要となる。ここでは、上述のベイナイトの結晶粒において、（板厚方向の長さの平均）／（管軸方向の長さの平均）を算出し、ベイナイトの平均アスペクト比とした。ベイナイトの平均アスペクト比が０．８を超えると、管軸方向の塑性変形能が低下し、降伏比が９５％を超えやすくなる。一方、ベイナイトの平均アスペクト比が０．１未満では、管軸方向の強度が低下し、本発明で目的とする強度が得られなくなる。
本発明において管軸方向の降伏比を８５〜９５％に制御するためには、ベイナイトの平均アスペクト比を０．１〜０．８とすることが必要となる。ここでは、上述のベイナイトの結晶粒において、（板厚方向の長さの平均）／（管軸方向の長さの平均）を算出し、ベイナイトの平均アスペクト比とした。ベイナイトの平均アスペクト比が０．８を超えると、管軸方向の塑性変形能が低下し、降伏比が９５％を超えやすくなる。一方、ベイナイトの平均アスペクト比が０．１未満では、管軸方向の強度が低下し、本発明で目的とする強度が得られなくなる。
なお、本発明では、ベイナイトの結晶粒における板厚方向の長さの平均、圧延方向の長さの平均は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
次に、本発明の一実施形態における電縫鋼管の製造方法について説明する。
本発明の電縫鋼管は、例えば、上記した成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延工程、冷却工程および巻取工程をこの順に施して熱延鋼板とし、さらに、該熱延鋼板に冷間ロール成形工程を施して電縫鋼管とする。
なお、以下の製造方法の説明において、温度に関する「℃」表示は、特に断らない限り、鋼素材や鋼板（熱延鋼板）の表面温度とする。これらの表面温度は、放射温度計等で測定することができる。また、鋼板板厚中心の温度は、鋼板断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果を鋼板の表面温度によって補正することで求めることができる。また、「熱延鋼板」には、熱延鋼板、熱延鋼帯を含むものとする。
本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されない。上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋳片とすることが、品質、生産性等の観点から好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊−分塊圧延法を適用しても何ら問題はない。溶鋼にはさらに、取鍋精錬等の二次精錬を施してもよい。
次いで、得られた鋼素材（鋼スラブ）に熱間圧延工程を施す。熱間圧延工程では、鋼素材を加熱温度：１１００〜１２８０℃に加熱した後、粗圧延終了温度：８５０〜１１５０℃とする粗圧延を施し、仕上圧延終了温度：７５０〜８５０℃とする仕上圧延を施し、かつ粗圧延および仕上圧延における９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上である熱間圧延を施して熱延板とする工程である。
加熱温度：１１００〜１２８０℃
加熱温度が１１００℃未満の場合は、鋳造時に生成した鋼素材中に存在する粗大な炭化物を固溶することができない。その結果、含有する炭化物形成元素の効果を十分に得ることができない。一方、加熱温度が１２８０℃を超えて高温となると、結晶粒が著しく粗大化し、鋼管の素材である熱延鋼板の組織が粗大化し、本発明で目的とする特性を確保することが困難となる。このため、鋼素材の加熱温度は１１００〜１２８０℃とする必要がある。好ましくは１１２０〜１２３０℃とする。なお、この温度は、加熱炉の炉内設定温度とする。
加熱温度が１１００℃未満の場合は、鋳造時に生成した鋼素材中に存在する粗大な炭化物を固溶することができない。その結果、含有する炭化物形成元素の効果を十分に得ることができない。一方、加熱温度が１２８０℃を超えて高温となると、結晶粒が著しく粗大化し、鋼管の素材である熱延鋼板の組織が粗大化し、本発明で目的とする特性を確保することが困難となる。このため、鋼素材の加熱温度は１１００〜１２８０℃とする必要がある。好ましくは１１２０〜１２３０℃とする。なお、この温度は、加熱炉の炉内設定温度とする。
粗圧延終了温度：８５０〜１１５０℃
粗圧延終了温度が８５０℃未満の場合、熱間圧延中の組織の回復が起こらず圧延方向に過度に伸長した結晶粒が生成しやすくなる。その結果、ベイナイトの平均アスペクト比が０．１未満となりやすい。一方、粗圧延終了温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られず、その結果、本発明で目的とするベイナイトの平均有効粒径を確保することが困難となる。このため、粗圧延終了温度は８５０〜１１５０℃とする。好ましくは８６０〜１０００℃とする。
粗圧延終了温度が８５０℃未満の場合、熱間圧延中の組織の回復が起こらず圧延方向に過度に伸長した結晶粒が生成しやすくなる。その結果、ベイナイトの平均アスペクト比が０．１未満となりやすい。一方、粗圧延終了温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られず、その結果、本発明で目的とするベイナイトの平均有効粒径を確保することが困難となる。このため、粗圧延終了温度は８５０〜１１５０℃とする。好ましくは８６０〜１０００℃とする。
仕上圧延終了温度：７５０〜８５０℃
仕上圧延終了温度が７５０℃未満の場合、熱間圧延中の組織の回復が起こらず圧延方向に過度に伸長した結晶粒が生成しやすくなる。その結果、ベイナイトの平均アスペクト比が０．１未満となりやすい。一方、仕上圧延終了温度が８５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られず、その結果、本発明で目的とするベイナイトの平均有効粒径を確保することが困難となる。このため、仕上圧延終了温度は７５０〜８５０℃とする。好ましくは７７０〜８３０℃とする。
仕上圧延終了温度が７５０℃未満の場合、熱間圧延中の組織の回復が起こらず圧延方向に過度に伸長した結晶粒が生成しやすくなる。その結果、ベイナイトの平均アスペクト比が０．１未満となりやすい。一方、仕上圧延終了温度が８５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られず、その結果、本発明で目的とするベイナイトの平均有効粒径を確保することが困難となる。このため、仕上圧延終了温度は７５０〜８５０℃とする。好ましくは７７０〜８３０℃とする。
粗圧延と仕上圧延における９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上
本発明では、熱間圧延工程においてオーステナイトを微細化することで、続く冷却工程、巻取工程で生成するベイナイトおよび残部組織を微細化し、本発明で目的とする強度および靱性を有する電縫鋼管の素材として適した熱延鋼板を得られる。熱間圧延工程においてオーステナイトを微細化するためには、オーステナイト未再結晶温度域での圧下率を高くし、十分な加工ひずみを導入する必要がある。この効果を得るため、本発明では、９３０℃以下仕上圧延終了温度までの温度域における合計圧下率を６５％以上とする。ここで、合計圧下率とは、９３０℃以下仕上圧延終了温度までの温度域における各圧延パスの圧下率の合計をさす。
本発明では、熱間圧延工程においてオーステナイトを微細化することで、続く冷却工程、巻取工程で生成するベイナイトおよび残部組織を微細化し、本発明で目的とする強度および靱性を有する電縫鋼管の素材として適した熱延鋼板を得られる。熱間圧延工程においてオーステナイトを微細化するためには、オーステナイト未再結晶温度域での圧下率を高くし、十分な加工ひずみを導入する必要がある。この効果を得るため、本発明では、９３０℃以下仕上圧延終了温度までの温度域における合計圧下率を６５％以上とする。ここで、合計圧下率とは、９３０℃以下仕上圧延終了温度までの温度域における各圧延パスの圧下率の合計をさす。
９３０℃以下仕上圧延終了温度までの温度域における合計圧下率が６５％未満の場合、熱間圧延工程において十分な加工ひずみを導入することができないため、本発明で目的とするベイナイトの平均有効粒径を有する鋼組織が得られない。９３０℃以下仕上圧延終了温度までの温度域における合計圧下率は、より好ましくは７０％以上である。特に上限は規定しないが、８０％を超えると圧下率の上昇に対する靱性向上の効果が小さくなり、設備負荷が増大するのみとなる。このため、９３０℃以下仕上圧延終了温度までの温度域における合計圧下率は８０％以下が好ましい。より好ましくは７５％以下である。
本発明において９３０℃以下としたのは、９３０℃超えでは熱間圧延工程においてオーステナイトが再結晶し、圧延により導入された転位が消失してしまい、微細化したオーステナイトが得られないためである。
なお、本発明では、鋼素材を熱間圧延するに際し、上記した粗圧延および仕上圧延の両方において９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率を６５％以上とする熱間圧延としても良いし、仕上圧延のみで９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率を６５％以上とする熱間圧延としても良い。後者において、仕上圧延のみで９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率を６５％以上とすることができない場合には、粗圧延の途中でスラブを冷却して温度を９３０℃以下とした後、粗圧延と仕上圧延の両方における９３０℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率を６５％以上としてもよい。
次いで、熱間圧延工程後の熱延板に冷却工程を施す。冷却工程では、熱延板を、板厚中心温度で冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度：１５〜３５℃／ｓ、冷却停止温度：４５０〜６５０℃で冷却する工程である。
冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度：１５〜３５℃／ｓ
熱延板の板厚中心温度で、冷却開始から後述する冷却停止温度までの温度域における平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では、フェライトの生成により、ベイナイトの面積率が低下し、本発明で目的とする強度を得られない。一方で、平均冷却速度が３５℃／ｓを超えると、ベイナイトの平均アスペクト比が０．８を超える。その結果、降伏比が９５％を超えやすくなる。平均冷却速度は、好ましくは２０℃／ｓ以上とし、好ましくは３０℃／ｓ以下とする。
熱延板の板厚中心温度で、冷却開始から後述する冷却停止温度までの温度域における平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では、フェライトの生成により、ベイナイトの面積率が低下し、本発明で目的とする強度を得られない。一方で、平均冷却速度が３５℃／ｓを超えると、ベイナイトの平均アスペクト比が０．８を超える。その結果、降伏比が９５％を超えやすくなる。平均冷却速度は、好ましくは２０℃／ｓ以上とし、好ましくは３０℃／ｓ以下とする。
なお、本発明において、平均冷却速度は、特に断らない限り、（（冷却前の熱延板の板厚中心温度−冷却後の熱延板の板厚中心温度）／冷却時間）で求められる値（冷却速度）の平均とする。冷却方法は、例えばノズルから水を噴射等する水冷や、冷却ガスの噴射による冷却等が挙げられる。本発明では、熱延板の両面が同条件で冷却されるように、熱延板の両面に冷却操作（処理）を施すことが好ましい。
冷却停止温度：４５０〜６５０℃
熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が４５０℃未満では、ベイナイトの平均アスペクト比が０．８を超え、その結果、降伏比が９５％を超えやすくなる。一方で、冷却停止温度が６５０℃を超えると、ベイナイト変態開始温度を上回るためベイナイトの面積率を７０％以上とすることができない。冷却停止温度は、好ましくは４８０℃以上とし、好ましくは６２０℃以下とする。
熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が４５０℃未満では、ベイナイトの平均アスペクト比が０．８を超え、その結果、降伏比が９５％を超えやすくなる。一方で、冷却停止温度が６５０℃を超えると、ベイナイト変態開始温度を上回るためベイナイトの面積率を７０％以上とすることができない。冷却停止温度は、好ましくは４８０℃以上とし、好ましくは６２０℃以下とする。
次いで、冷却工程後の熱延鋼板を巻取り、その後放冷する巻取工程を施す。
巻取工程では、鋼管の素材である熱延鋼板の鋼板組織の観点より、巻取温度：４５０〜６５０℃で巻取ることが好ましい。巻取温度が４５０℃未満では、ベイナイトの平均アスペクト比が０．８を超え、その結果、降伏比が９５％を超える場合がある。一方、巻取温度が６５０℃超えでは、ベイナイト変態開始温度を上回るためベイナイトの面積率を７０％以上とすることができない場合がある。巻取温度は、より好ましくは４８０〜６２０℃である。
次いで、巻取工程後の熱延鋼板に冷間ロール成形工程を施す。冷間ロール成形工程では、熱延鋼板を冷間でロール成形加工することにより円筒状のオープン管に成形し、鋼管素材の両端（すなわち、オープン管の突合せ部分）を電縫溶接し、溶接後の丸型鋼管の鋼管外面の周長に対して０．２〜０．５％の縮径率で縮径圧延を行う。
縮径圧延での縮径率：０．２〜０．５％
縮径圧延での縮径率が０．２％未満の場合、上記した本発明の鋼管の鋼素材では塑性変形による残留応力の低減が不十分となる。その結果、鋼管外表面における管軸方向の残留応力が２５０ＭＰａを超える。また、加工度不足により降伏比が８５％未満となる。一方、縮径圧延での縮径率が０．５％を超えると、加工硬化により、降伏比が９５％を超える。その結果、所望の塑性変形能、すなわち耐座屈性能を得られなくなる。また、上記の残留応力が２５０ＭＰａを超えても、耐座屈性能が低下する。
縮径圧延での縮径率が０．２％未満の場合、上記した本発明の鋼管の鋼素材では塑性変形による残留応力の低減が不十分となる。その結果、鋼管外表面における管軸方向の残留応力が２５０ＭＰａを超える。また、加工度不足により降伏比が８５％未満となる。一方、縮径圧延での縮径率が０．５％を超えると、加工硬化により、降伏比が９５％を超える。その結果、所望の塑性変形能、すなわち耐座屈性能を得られなくなる。また、上記の残留応力が２５０ＭＰａを超えても、耐座屈性能が低下する。
以上により、本発明の電縫鋼管が製造される。本発明によれば、管軸方向の引張強さが５９０ＭＰａ以上、０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、降伏比が８５〜９５％であり、−３０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であり、鋼管外表面の管軸方向の残留応力が２５０ＭＰａ以下である電縫鋼管が得られる。これにより、高強度、高靱性、最適な降伏比および耐座屈性能に優れた電縫鋼管を容易に製造することができる。この電縫鋼管は、特に構造物の基礎として用いられる鋼管杭に好適に用いることができるため、産業上格段の効果を奏する。
次に、本発明の鋼管杭について説明する。
本発明の鋼管杭は、板厚が１６ｍｍ以下で、外径３００ｍｍ以上７００ｍｍ以下であり、上記した成分組成および鋼組織を有する電縫鋼管からなる。電縫鋼管の成分組成および鋼組織を上述のように規定することにより、管軸方向の引張強さが５９０ＭＰａ以上、０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、降伏比が８５〜９５％であり、−３０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であり、鋼管外表面の管軸方向の残留応力が２５０ＭＰａ以下である鋼管杭が得られる。本発明の鋼管杭は、地中に打ち込まれ、必要な場合には打ち込み途中で鋼管杭同士を溶接あるいはねじ継手などの接続手段により接続して長尺の杭へと現場で施工されることとなる。本発明の鋼管杭によれば、上記特性を有するため、杭打ち込みに対して座屈等の問題を生じる恐れを低減できる。
以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材：肉厚２５０ｍｍ）とした。得られたスラブを表２−１、表２−２に示す製造条件で熱間圧延工程、冷却工程、巻取工程、および冷間ロール成形工程を施して、表２−１、表２−２に示す外径および板厚の電縫鋼管を製造した。また、冷間ロール成形工程では、オープン管の突合せ部分を電縫溶接した。
得られた電縫鋼管から試験片を採取して、以下に示す方法で、組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験、残留応力の測定、部材圧縮試験を実施した。
〔組織観察〕
組織観察用の試験片は、電縫溶接部を０°としたとき円周方向９０°位置の管軸方向断面が観察面となるように採取し、研磨した後、ナイタール腐食して作製した。組織観察は、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：１０００倍）を用いて、電縫鋼管の外表面から板厚tの１／４ｔ深さ位置における組織を観察し、撮像した。得られた光学顕微鏡像およびＳＥＭ像から、ベイナイトの面積率を求めた。ベイナイトの面積率は、５視野以上で観察を行い、各視野で得られた値の平均値として算出した。
組織観察用の試験片は、電縫溶接部を０°としたとき円周方向９０°位置の管軸方向断面が観察面となるように採取し、研磨した後、ナイタール腐食して作製した。組織観察は、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：１０００倍）を用いて、電縫鋼管の外表面から板厚tの１／４ｔ深さ位置における組織を観察し、撮像した。得られた光学顕微鏡像およびＳＥＭ像から、ベイナイトの面積率を求めた。ベイナイトの面積率は、５視野以上で観察を行い、各視野で得られた値の平均値として算出した。
また、ベイナイトの平均有効粒径（平均円相当径）は、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて測定した。有効粒径は、隣接する結晶粒の間の方位差を求め、方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を有効結晶粒としたとき、その有効結晶粒と面積が等しい円の直径をベイナイトの有効粒径とした。得られた有効粒径の算術平均を求めて、平均円相当径とした。測定領域は５００μｍ×５００μｍ、測定ステップサイズは０.５μｍとした。なお、結晶粒径解析においては、有効粒径が２.０μｍ以下のものは測定ノイズとして解析対象から除外した。
また、ベイナイトの平均アスペクト比は、上記の方法で測定した各有効結晶粒の板厚方向の長さ、管軸方向の長さを測定し、それぞれの平均を算出することにより求めた。板厚方向の長さ、管軸方向の長さは、各有効結晶粒における板厚方向、管軸方向それぞれの最大長さとした。
〔引張試験〕
引張試験は、得られた電縫鋼管の電縫溶接部を０°としたとき円周方向９０°位置において、引張方向が管軸方向と平行になるように、ＪＩＳ５号の引張試験片を採取した。ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施した。０．２％耐力（降伏強度ＹＳ）、引張強さＴＳを測定し、（０．２％耐力）／（引張強さ）で定義される降伏比を算出した。
引張試験は、得られた電縫鋼管の電縫溶接部を０°としたとき円周方向９０°位置において、引張方向が管軸方向と平行になるように、ＪＩＳ５号の引張試験片を採取した。ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施した。０．２％耐力（降伏強度ＹＳ）、引張強さＴＳを測定し、（０．２％耐力）／（引張強さ）で定義される降伏比を算出した。
〔シャルピー衝撃試験〕
シャルピー衝撃試験は、得られた電縫鋼管の電縫溶接部を０°としたとき円周方向９０°位置において、板厚ｔ／２位置から、試験片長手方向が管軸方向と平行となるように、Ｖノッチ試験片を採取した。ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、試験温度：−３０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。なお、試験片の本数は各３本とし、その平均値を算出して吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。
シャルピー衝撃試験は、得られた電縫鋼管の電縫溶接部を０°としたとき円周方向９０°位置において、板厚ｔ／２位置から、試験片長手方向が管軸方向と平行となるように、Ｖノッチ試験片を採取した。ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、試験温度：−３０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。なお、試験片の本数は各３本とし、その平均値を算出して吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。
〔残留応力の測定〕
残留応力は、パルステック製 μ-X360を用いてＸ線回折 cosα法により測定した。残留応力の測定位置は、得られた電縫鋼管の管長手中央の外面とし、電縫溶接部を０°としたとき、９０°位置、１８０°位置、２７０°位置の３か所とした。得られた３か所の測定値の平均値を残留応力とした。なお、応力測定方向は管軸方向とした。
残留応力は、パルステック製 μ-X360を用いてＸ線回折 cosα法により測定した。残留応力の測定位置は、得られた電縫鋼管の管長手中央の外面とし、電縫溶接部を０°としたとき、９０°位置、１８０°位置、２７０°位置の３か所とした。得られた３か所の測定値の平均値を残留応力とした。なお、応力測定方向は管軸方向とした。
〔部材圧縮試験〕
本発明では、鋼管杭としての性能評価のために、部材圧縮試験を行い、座屈強度比σcr
/ σy（なお、σcrは座屈応力度、σyは材料降伏強度である。）を求めた。座屈強度比が低減係数R = 0.8＋2.5×t / r（なお、tは板厚、rは半径である。）より大きければ鋼管杭の性能として重要な座屈強度が十分であると判断できる。
本発明では、鋼管杭としての性能評価のために、部材圧縮試験を行い、座屈強度比σcr
/ σy（なお、σcrは座屈応力度、σyは材料降伏強度である。）を求めた。座屈強度比が低減係数R = 0.8＋2.5×t / r（なお、tは板厚、rは半径である。）より大きければ鋼管杭の性能として重要な座屈強度が十分であると判断できる。
得られた結果をそれぞれ表３−１、表３−２に示す。
表１〜表３−２に示す通り、本発明の範囲内にある電縫鋼管は何れも管軸方向の引張強さが５９０ＭＰａ以上、０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、降伏比が８５〜９５％であり、−３０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であり、管外表面の管軸方向の残留応力が２５０ＭＰａ以下であった。また、これらの特性を有する電縫鋼管は、鋼管杭の性能として重要な座屈強度も十分であることが分かった。
一方、成分組成、鋼組織および製造条件において本発明の範囲外にある鋼管は、管軸方向の引張強さ、０．２％耐力、降伏比、−３０℃におけるシャルピー吸収エネルギー、管外表面の管軸方向の残留応力のうち、何れか１つ以上で本発明で目的とする値を得られなかった。
以上のことから、電縫鋼管の成分組成、鋼組織、および製造条件を本発明の範囲内とすることで、鋼管杭向けとして好適な、最適な降伏比および高い耐座屈性能を有し、さらに高強度および高靱性を両立した電縫鋼管を提供することができる。
Claims (6)
- 母材部と管軸方向に溶接部を有する電縫鋼管であって、
母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．１１％、
Ｓｉ：０．６０％以下、
Ｍｎ：０．５０〜１．７０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｖ：０．００１〜０．０６０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記母材部の板厚をｔとしたとき、前記電縫鋼管の外表面から板厚ｔの１／４ｔ深さ位置における鋼組織は、
ベイナイトが面積率で７０％以上であり、
前記ベイナイトの平均有効粒径が平均円相当径で１０．０μｍ以下、かつ前記ベイナイトの平均アスペクト比が０．１〜０．８であり、
管軸方向の引張強さが５９０ＭＰａ以上、０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、降伏比が８５〜９５％であり、
前記母材部における管軸方向を試験片長手方向とした−３０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であり、
前記母材部における鋼管外表面の管軸方向における残留応力が２５０ＭＰａ以下である電縫鋼管。 - 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：０．００８％以下を含有する請求項１に記載の電縫鋼管。
- 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１.０％、
Ｍｏ：０．０１〜１.０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の電縫鋼管。 - 鋼素材に、熱間圧延工程、冷却工程をこの順に施して熱延鋼板とし、さらに、該熱延鋼板に冷間ロール成形工程を施して電縫鋼管とする電縫鋼管の製造方法であって、
前記鋼素材は、請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有し、
前記熱間圧延工程は、前記鋼素材を加熱温度：１１００〜１２８０℃に加熱した後、粗圧延終了温度：８５０〜１１５０℃、仕上圧延終了温度：７５０〜８５０℃、かつ、粗圧延と仕上圧延における９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上とする粗圧延および仕上圧延を施して熱延板とする工程であり、
前記冷却工程は、前記熱延板を、板厚中心温度で、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度：１５〜３５℃／ｓ、冷却停止温度：４５０〜６５０℃で冷却する工程であり、
前記冷間ロール成形工程は、前記熱延鋼板にロール成形加工を施した鋼管素材を溶接し、溶接後の鋼管外面の周長に対して縮径率：０．２〜０．５％の縮径圧延を行う電縫鋼管の製造方法。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有し、板厚をｔとしたとき、外表面から板厚ｔの１／４ｔ深さ位置における鋼組織は、ベイナイトが面積率で７０％以上であり、前記ベイナイトの平均有効粒径が平均円相当径で１０．０μｍ以下、かつ前記ベイナイトの平均アスペクト比が０．１〜０．８である熱延鋼板に冷間ロール成形工程を施して電縫鋼管とする電縫鋼管の製造方法であって、
前記冷間ロール成形工程は、前記熱延鋼板にロール成形加工を施した鋼管素材を溶接し、溶接後の鋼管外面の周長に対して縮径率：０．２〜０．５％の縮径圧延を行う電縫鋼管の製造方法。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載の電縫鋼管を用いた鋼管杭。
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