JPWO2021038632A1 - ラインパイプ用電縫鋼管 - Google Patents
ラインパイプ用電縫鋼管 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2021038632A1 JPWO2021038632A1 JP2019568795A JP2019568795A JPWO2021038632A1 JP WO2021038632 A1 JPWO2021038632 A1 JP WO2021038632A1 JP 2019568795 A JP2019568795 A JP 2019568795A JP 2019568795 A JP2019568795 A JP 2019568795A JP WO2021038632 A1 JPWO2021038632 A1 JP WO2021038632A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- pipe
- steel pipe
- base metal
- phase
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
- C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
母材部が、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１０％未満、Ｍｎ：０．３０％〜１．００％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、及びＳｉ：０．０１０〜０．５００％を含み、残部がＦｅ及び不純物を含み、ＣＮｅｑが０．１２〜０．２５であり、Ｍｎ／Ｓｉ比が１．８以上であり、ＬＲが０．２５以上であり、母材部の金属組織は、フェライト率が８０〜９８％であり、残部組織がパーライト及び／又はベイナイトを含み、硬度差〔残部組織−フェライト〕が５０〜１００Ｈｖであり、ＹＳ３６０ＭＰａ以上、ＴＳ４６５ＭＰａ以上、及びＹＲ０．９０以下を満たし、母材部及び電縫溶接部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーが、それぞれ１００Ｊ以上であるラインパイプ用電縫鋼管。ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋ＶＬＲ＝（２．１Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ
Description
本開示は、ラインパイプ用電縫鋼管に関する。
近年、主に原油又は天然ガスの輸送手段の一つであるパイプライン、及び、このパイプラインの形成に用いられるラインパイプの重要性が、より高まっている。
ラインパイプ用電縫鋼管に対し、電縫鋼管の管軸方向の降伏比を低くすることが求められる場合がある。
例えば、特許文献１では、造管成形前に、素材である帯鋼に、例えば曲げ−曲げ戻し処理による繰返しひずみを付与してバウシンガー効果を誘起させることにより、得られる電縫鋼管の管軸方向の降伏比を低くする技術が開示されている。
また、特許文献２では、電縫鋼管製造用の熱延鋼板の金属組織を、フェライト組織と面積率１〜２０％のマルテンサイトとからなるミクロ組織とすることにより、電縫鋼管の管軸方向の降伏比を低くする技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、造管成形前に、素材である帯鋼に、例えば曲げ−曲げ戻し処理による繰返しひずみを付与してバウシンガー効果を誘起させることにより、得られる電縫鋼管の管軸方向の降伏比を低くする技術が開示されている。
また、特許文献２では、電縫鋼管製造用の熱延鋼板の金属組織を、フェライト組織と面積率１〜２０％のマルテンサイトとからなるミクロ組織とすることにより、電縫鋼管の管軸方向の降伏比を低くする技術が提案されている。
また、特許文献３には、ある程度の引張強度及び降伏強度を備え、降伏比が低減され、母材部及び電縫溶接部の靭性に優れたラインパイプ用電縫鋼管として、母材部の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０８０〜０．１２０％、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０１０〜０．４５０％、及びＡｌ：０．００１〜０．１００％を含み、残部がＦｅ及び不純物を含み、下記ＣＭｅｑが０．１７０〜０．３００であり、Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０以上であり、下記ＬＲが０．２１０以上であり、フェライトの面積率が６０〜９８％であり、残部が焼戻しベイナイトを含み、管軸方向の降伏強度が３９０〜５６２ＭＰａであり、管軸方向の引張強度が５２０〜６９０ＭＰａであり、管軸方向の降伏比が９０％以下であり、母材部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において１００Ｊ以上であり、電縫溶接部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において８０Ｊ以上であるラインパイプ用電縫鋼管が開示されている。
ＣＭｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ／３＋Ｖ
ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ
ＣＭｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ／３＋Ｖ
ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ
また、特許文献４には、９５％以下、好ましくは９２％以下の低い降伏比と低温靱性とが両立された厚肉電縫鋼管として、管状に成形された母材鋼板を電縫溶接してなる肉厚／外径比が４．０〜７．０％の厚肉電縫鋼管であって、上記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｍｎ：１．００〜１．６５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１〜０．００６％を含み、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下に制限し、Ｓｉ：０．４５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｍｏ：０．２０％未満、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下を含有し、下記Ｃｅｑが０．３２〜０．４３であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、上記母材鋼板の金属組織が、面積率で５０〜９２％のポリゴナルフェライトを含み、上記ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ以下であり、電縫溶接部の硬さがＨｖ１６０〜２４０であり、上記電縫溶接部の組織がベイナイト、細粒フェライト及びパーライト、又は、細粒フェライト及びベイナイトである厚肉電縫鋼管が開示されている。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
また、特許文献５には、ＤＷＴＴによって評価される低温靭性に優れるラインパイプ用アズロール電縫鋼管として、母材部が、質量％で、Ｃ:０．０３０〜０．１２０％、Ｓｉ:０．０５〜０．３０％、Ｍｎ:０．５０〜２．００％、Ａｌ:０．０１０〜０．０３５％、Ｎ:０．００１０〜０．００８０％、Ｎｂ:０．０１０〜０．０８０％、Ｔｉ:０．００５〜０．０３０％、Ｎｉ:０．００１〜０．２０％、及びＭｏ:０．１０〜０．２０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物を含有し、下記Ｆ１が０．３００〜０．３５０であり、母材部の肉厚中央部の金属組織において、ポリゴナルフェライト分率が６０〜９０％であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、結晶粒径２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒径が２０％以下であり、管軸方向の降伏比が８０〜９５％であるラインパイプ用アズロール電縫鋼管が開示されている。
Ｆ１＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３
Ｆ１＝Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３
特許文献１：特許第４４６６３２０号
特許文献２：特開平１０−１７６２３９号公報
特許文献３：国際公開第２０１７／１６３９８７号
特許文献４：国際公開第２０１３／０２７７７９号
特許文献５：特許第６２６０７５７号
特許文献２：特開平１０−１７６２３９号公報
特許文献３：国際公開第２０１７／１６３９８７号
特許文献４：国際公開第２０１３／０２７７７９号
特許文献５：特許第６２６０７５７号
しかし、特許文献１の技術では、帯鋼へひずみを付与する工程が必要であるため工程数が増加し、その結果、鋼管の製造コストが増加する場合がある。
また、特許文献２の技術に対し、鋼管の母材部の靭性をより向上させることが求められる場合がある。
また、特許文献３の技術では、いずれも、造管ままの電縫鋼管（即ち、アズロール電縫鋼管）の全体に対し、造管後、４００℃以上Ａｃ１点以下の熱処理を施すことにより、電縫鋼管の降伏比を低減させている。しかし、特許文献３の技術に限定されることなく（特に、造管後の熱処理を行わずに）、電縫鋼管の降伏比を低減させ、かつ、母材部及び電縫溶接部の靭性を確保することが求められる場合がある。
また、特許文献４の段落００１３には、「Ｎｂの含有量を従来よりも少なくし、更に、熱延条件を適正化し、熱延後、二段階の加速冷却を施すことにより、Ｎｂ炭窒化物の析出を抑制し、複相組織とすることができ、その結果、低Ｙ／Ｔを確保できるという知見を得た。」ことが記載されている。しかし、特許文献４に記載の技術（Ｎｂ量の低減）に限定されることなく、電縫鋼管の降伏比を低減させ、かつ、母材部及び電縫溶接部の靭性を確保することが求められる場合がある。
また、特許文献５には、母材部の化学組成を特定の範囲に制限し、かつ、熱延工程の条件を制御することにより、「平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、結晶粒径２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒径が２０％以下であり」を達成し、これにより、ＤＷＴＴによって評価される低温靭性を向上させたことが開示されている。しかし、特許文献５に記載の技術に限定されることなく、電縫鋼管の降伏比を低減させ、かつ、母材部及び電縫溶接部の靭性を確保することが求められる場合がある。
また、特許文献２の技術に対し、鋼管の母材部の靭性をより向上させることが求められる場合がある。
また、特許文献３の技術では、いずれも、造管ままの電縫鋼管（即ち、アズロール電縫鋼管）の全体に対し、造管後、４００℃以上Ａｃ１点以下の熱処理を施すことにより、電縫鋼管の降伏比を低減させている。しかし、特許文献３の技術に限定されることなく（特に、造管後の熱処理を行わずに）、電縫鋼管の降伏比を低減させ、かつ、母材部及び電縫溶接部の靭性を確保することが求められる場合がある。
また、特許文献４の段落００１３には、「Ｎｂの含有量を従来よりも少なくし、更に、熱延条件を適正化し、熱延後、二段階の加速冷却を施すことにより、Ｎｂ炭窒化物の析出を抑制し、複相組織とすることができ、その結果、低Ｙ／Ｔを確保できるという知見を得た。」ことが記載されている。しかし、特許文献４に記載の技術（Ｎｂ量の低減）に限定されることなく、電縫鋼管の降伏比を低減させ、かつ、母材部及び電縫溶接部の靭性を確保することが求められる場合がある。
また、特許文献５には、母材部の化学組成を特定の範囲に制限し、かつ、熱延工程の条件を制御することにより、「平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、結晶粒径２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒径が２０％以下であり」を達成し、これにより、ＤＷＴＴによって評価される低温靭性を向上させたことが開示されている。しかし、特許文献５に記載の技術に限定されることなく、電縫鋼管の降伏比を低減させ、かつ、母材部及び電縫溶接部の靭性を確保することが求められる場合がある。
本開示の課題は、ある程度の引張強度及び降伏強度を備え、降伏比が低減され、母材部及び電縫溶接部の靭性に優れたラインパイプ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 ：０．０３％以上０．１０％未満、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１０〜０．５００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｐ ：０〜０．０３０％、
Ｓ ：０〜０．０１０％、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｖ ：０〜０．１０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）で示されるＣＮｅｑが０．１２〜０．２５であり、Ｓｉの含有量に対するＭｎの含有量の比が１．８以上であり、式（２）で示されるＬＲが０．２５以上であり、
前記母材部の金属組織は、フェライトからなる第一相の面積率が８０〜９８％であり、残部である第二相が、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方を含み、かつ、前記第二相全体に対するマルテンサイトの面積率が１％未満であり、前記第二相の硬度から前記第一相の硬度を差し引いた値が、５０〜１００Ｈｖであり、
管軸方向の降伏強度が３６０〜６００ＭＰａであり、
管軸方向の引張強度が４６５〜７６０ＭＰａであり、
管軸方向の降伏比が０．９０以下であり、
前記母材部及び前記電縫溶接部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーが、それぞれ１００Ｊ以上であり、
管軸方向の引張試験において、降伏伸びが０．２％未満であるラインパイプ用電縫鋼管。
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
ＬＲ＝（２．１Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
〔式（１）及び式（２）中、各元素記号は、各元素の質量％を意味する。〕
＜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 ：０．０３％以上０．１０％未満、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１０〜０．５００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｐ ：０〜０．０３０％、
Ｓ ：０〜０．０１０％、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｖ ：０〜０．１０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）で示されるＣＮｅｑが０．１２〜０．２５であり、Ｓｉの含有量に対するＭｎの含有量の比が１．８以上であり、式（２）で示されるＬＲが０．２５以上であり、
前記母材部の金属組織は、フェライトからなる第一相の面積率が８０〜９８％であり、残部である第二相が、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方を含み、かつ、前記第二相全体に対するマルテンサイトの面積率が１％未満であり、前記第二相の硬度から前記第一相の硬度を差し引いた値が、５０〜１００Ｈｖであり、
管軸方向の降伏強度が３６０〜６００ＭＰａであり、
管軸方向の引張強度が４６５〜７６０ＭＰａであり、
管軸方向の降伏比が０．９０以下であり、
前記母材部及び前記電縫溶接部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーが、それぞれ１００Ｊ以上であり、
管軸方向の引張試験において、降伏伸びが０．２％未満であるラインパイプ用電縫鋼管。
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
ＬＲ＝（２．１Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
〔式（１）及び式（２）中、各元素記号は、各元素の質量％を意味する。〕
＜２＞ 前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０％超０．５０％以下、
Ｃｕ：０％超０．５０％以下、
Ｎｉ：０％超０．５０％以下、
Ｃｒ：０％超０．５０％以下、
Ｖ ：０％超０．１０％以下、
Ｃａ：０％超０．０１００％以下、及び、
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下からなる群から選択される少なくとも１種を含有する＜１＞に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜３＞ 肉厚が１０〜２５．４ｍｍであり、外径が２５４．０〜６６０．４ｍｍである請＜１＞又は＜２＞に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
Ｍｏ：０％超０．５０％以下、
Ｃｕ：０％超０．５０％以下、
Ｎｉ：０％超０．５０％以下、
Ｃｒ：０％超０．５０％以下、
Ｖ ：０％超０．１０％以下、
Ｃａ：０％超０．０１００％以下、及び、
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下からなる群から選択される少なくとも１種を含有する＜１＞に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜３＞ 肉厚が１０〜２５．４ｍｍであり、外径が２５４．０〜６６０．４ｍｍである請＜１＞又は＜２＞に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
本開示によれば、ある程度の引張強度及び降伏強度を備え、降伏比が低減され、母材部及び電縫溶接部の靭性に優れたラインパイプ用電縫鋼管が提供される。
本開示において、「〜」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。
本開示において、成分（元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
本開示において、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ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。
本開示において、「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。
本開示において、成分（元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
本開示において、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ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。
本開示において、「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。
本開示のラインパイプ用電縫鋼管（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：０．０３％以上０．１０％未満、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０１０〜０．５００％、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｐ：０〜０．０３０％、Ｓ：０〜０．０１０％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）で示されるＣＮｅｑが０．１２〜０．２５であり、Ｓｉの含有量に対するＭｎの含有量の比が１．８以上であり、式（２）で示されるＬＲが０．２５以上であり、
母材部の金属組織は、フェライトからなる第一相の面積率が８０〜９８％であり、残部である第二相が、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方を含み、かつ、第二相全体に対するマルテンサイトの面積率が１％未満であり、第二相の硬度から第一相の硬度を差し引いた値が、５０〜１００Ｈｖであり、
管軸方向の降伏強度が３６０〜６００ＭＰａであり、
管軸方向の引張強度が４６５〜７６０ＭＰａであり、
管軸方向の降伏比が０．９０以下であり、
母材部及び電縫溶接部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーが、それぞれ１００Ｊ以上であり、
管軸方向の引張試験において、降伏伸びが０．２％未満である。
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
ＬＲ＝（２．１Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
〔式（１）及び式（２）中、各元素記号は、各元素の質量％を意味する。〕
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：０．０３％以上０．１０％未満、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０１０〜０．５００％、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｐ：０〜０．０３０％、Ｓ：０〜０．０１０％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．５０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｃａ：０〜０．０１００％、ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）で示されるＣＮｅｑが０．１２〜０．２５であり、Ｓｉの含有量に対するＭｎの含有量の比が１．８以上であり、式（２）で示されるＬＲが０．２５以上であり、
母材部の金属組織は、フェライトからなる第一相の面積率が８０〜９８％であり、残部である第二相が、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方を含み、かつ、第二相全体に対するマルテンサイトの面積率が１％未満であり、第二相の硬度から第一相の硬度を差し引いた値が、５０〜１００Ｈｖであり、
管軸方向の降伏強度が３６０〜６００ＭＰａであり、
管軸方向の引張強度が４６５〜７６０ＭＰａであり、
管軸方向の降伏比が０．９０以下であり、
母材部及び電縫溶接部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーが、それぞれ１００Ｊ以上であり、
管軸方向の引張試験において、降伏伸びが０．２％未満である。
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
ＬＲ＝（２．１Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
〔式（１）及び式（２）中、各元素記号は、各元素の質量％を意味する。〕
本開示では、上述した母材部の化学組成（Ｃｅｑ、Ｓｉの含有量に対するＭｎの含有量の比、及び、ＬＲの各々が、上記条件を満足することを含む。）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。
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。
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。
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、管軸方向の引張試験において、降伏伸びが０．２％未満である。ここで、降伏伸びが０．２％未満であることは、降伏伸びが実質的に観測されないことを意味する。
上記降伏伸びが０．２％未満であることは、本開示の電縫鋼管が、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（即ち、造管ままの電縫鋼管（「アズロール電縫鋼管」ともいう））であることを意味する。
上記降伏伸びが０．２％未満であることは、本開示の電縫鋼管が、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（即ち、造管ままの電縫鋼管（「アズロール電縫鋼管」ともいう））であることを意味する。
本開示の電縫鋼管は、造管ままの電縫鋼管でありながら、ある程度の引張強度及び降伏強度を備え（具体的には、管軸方向の降伏強度が３６０〜６００ＭＰａであり、管軸方向の引張強度が４６５〜７６０ＭＰａであり）、降伏比が低減され（具体的には、管軸方向の降伏比が０．９０以下であり）、靭性に優れる（具体的には、母材部及び電縫溶接部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーが、それぞれ１００Ｊ以上である）。
以下、管軸方向の引張強度を「ＴＳ」ともいい、管軸方向の降伏強度を「ＹＳ」ともいい、管軸方向の降伏比を「ＹＲ」ともいい、電縫鋼管のＹＲを低減することを「低ＹＲ化」ともいう。
以下、管軸方向の引張強度を「ＴＳ」ともいい、管軸方向の降伏強度を「ＹＳ」ともいい、管軸方向の降伏比を「ＹＲ」ともいい、電縫鋼管のＹＲを低減することを「低ＹＲ化」ともいう。
本開示の電縫鋼管は、上記のとおり、造管ままの電縫鋼管であり、かつ、上記効果を奏する。
上記効果は、母材部の化学組成と、母材部の金属組織と、の組み合わせによって達成される。
例えば、式（２）で示されるＬＲが０．２５以上であることは、低ＹＲ化（即ち、０．９０以下のＹＲ）に寄与する。この理由は、ＬＲが０．２５以上であることにより、Ｃによる加工硬化特性の向上と、Ｎｂによる加工硬化特性の向上と、が効果的に実現され、その結果、低ＹＲ化が達成されるためと考えられる。
また、第二相の硬度から第一相の硬度を差し引いた値（以下、「硬度差」ともいう）が５０Ｈｖ以上であることは、低ＹＲ化（即ち、０．９０以下のＹＲ）に寄与する。この理由は、硬度差が５０Ｈｖ以上である場合には、造管時の加工ひずみにより、不均一変形が発生し、鋼の異方硬化特性が発現されるためと考えられる。その結果、造管ままの電縫鋼管でありながら、低ＹＲ化（即ち、０．９０以下のＹＲ）が達成されると考えられる。補足すると、低ＹＲ化を実現する手段として、造管ままの電縫鋼管に対して熱処理を施す手段が考えられるが（例えば前述の特許文献３参照）、本開示の電縫鋼管では、造管ままの電縫鋼管でありながら、低ＹＲ化が実現される。
また、硬度差が１００Ｈｖ以下であることは、母材部の靱性向上に寄与する。この理由は、硬度差が１００Ｈｖ以下である場合には、金属組織内の内部応力が低減されるためと考えられる。
母材部の金属組織は、主として、電縫鋼管の素材である熱延鋼板を製造する過程で作りこまれる。熱延鋼板の好ましい製造条件を含む、電縫鋼管の製造方法の一例については後述する。
上記効果は、母材部の化学組成と、母材部の金属組織と、の組み合わせによって達成される。
例えば、式（２）で示されるＬＲが０．２５以上であることは、低ＹＲ化（即ち、０．９０以下のＹＲ）に寄与する。この理由は、ＬＲが０．２５以上であることにより、Ｃによる加工硬化特性の向上と、Ｎｂによる加工硬化特性の向上と、が効果的に実現され、その結果、低ＹＲ化が達成されるためと考えられる。
また、第二相の硬度から第一相の硬度を差し引いた値（以下、「硬度差」ともいう）が５０Ｈｖ以上であることは、低ＹＲ化（即ち、０．９０以下のＹＲ）に寄与する。この理由は、硬度差が５０Ｈｖ以上である場合には、造管時の加工ひずみにより、不均一変形が発生し、鋼の異方硬化特性が発現されるためと考えられる。その結果、造管ままの電縫鋼管でありながら、低ＹＲ化（即ち、０．９０以下のＹＲ）が達成されると考えられる。補足すると、低ＹＲ化を実現する手段として、造管ままの電縫鋼管に対して熱処理を施す手段が考えられるが（例えば前述の特許文献３参照）、本開示の電縫鋼管では、造管ままの電縫鋼管でありながら、低ＹＲ化が実現される。
また、硬度差が１００Ｈｖ以下であることは、母材部の靱性向上に寄与する。この理由は、硬度差が１００Ｈｖ以下である場合には、金属組織内の内部応力が低減されるためと考えられる。
母材部の金属組織は、主として、電縫鋼管の素材である熱延鋼板を製造する過程で作りこまれる。熱延鋼板の好ましい製造条件を含む、電縫鋼管の製造方法の一例については後述する。
本開示の電縫鋼管はＹＲが低いので、電縫鋼管の座屈を抑制できる効果が期待される。
鋼管の座屈抑制が求められる場合の一例として、海底ラインパイプ用の鋼管をリーリング敷設によって敷設する場合が挙げられる。リーリング敷設では、あらかじめ陸上で鋼管を製造し、製造された鋼管をバージ船のスプール上に巻取る。巻取られた鋼管を海上で巻き出しながら海底に敷設する。このリーリング敷設では、鋼管の巻取り時又は巻き出し時に鋼管に塑性曲げが付与されるため、鋼管が座屈する場合がある。鋼管の座屈が発生すると、敷設作業を停止せざるを得ず、その損害は莫大である。
鋼管の座屈は、鋼管のＹＲを低減することによって抑制できる。
従って、本開示の電縫鋼管によれば、例えば、海底ラインパイプ用電縫鋼管として用いた場合のリーリング敷設時の座屈を抑制できるという効果が期待される。
鋼管の座屈抑制が求められる場合の一例として、海底ラインパイプ用の鋼管をリーリング敷設によって敷設する場合が挙げられる。リーリング敷設では、あらかじめ陸上で鋼管を製造し、製造された鋼管をバージ船のスプール上に巻取る。巻取られた鋼管を海上で巻き出しながら海底に敷設する。このリーリング敷設では、鋼管の巻取り時又は巻き出し時に鋼管に塑性曲げが付与されるため、鋼管が座屈する場合がある。鋼管の座屈が発生すると、敷設作業を停止せざるを得ず、その損害は莫大である。
鋼管の座屈は、鋼管のＹＲを低減することによって抑制できる。
従って、本開示の電縫鋼管によれば、例えば、海底ラインパイプ用電縫鋼管として用いた場合のリーリング敷設時の座屈を抑制できるという効果が期待される。
更に、本開示の電縫鋼管は、母材部及び電縫溶接部の靭性に優れるので、ラインパイプ用電縫鋼管として用いた場合における、バースト時の亀裂伝播の停止特性に優れるという効果が期待される。
＜母材部の化学組成＞
以下、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。
以下、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：０．０３％以上０．１０％未満
Ｃは、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方を形成し、低ＹＲ化に重要な加工硬化特性を向上させるために必要な元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃ量は、０．０３％以上である。
Ｃ量が０．０３％未満であると、フェライト組織の面積率が高くなりすぎ、加工硬化特性が向上せず、その結果、低ＹＲ化を達成できない場合がある。
一方、Ｃ量が０．１０％以上であると、大量に生成したセメンタイトにより、母材部及び電縫溶接部の靱性が低下する場合がある。このため、Ｃ量は、０．１０％未満である。Ｃ量は、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％未満であり、更に好ましくは０．０７％以下である。
Ｃは、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方を形成し、低ＹＲ化に重要な加工硬化特性を向上させるために必要な元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃ量は、０．０３％以上である。
Ｃ量が０．０３％未満であると、フェライト組織の面積率が高くなりすぎ、加工硬化特性が向上せず、その結果、低ＹＲ化を達成できない場合がある。
一方、Ｃ量が０．１０％以上であると、大量に生成したセメンタイトにより、母材部及び電縫溶接部の靱性が低下する場合がある。このため、Ｃ量は、０．１０％未満である。Ｃ量は、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％未満であり、更に好ましくは０．０７％以下である。
Ｍｎ：０．３０％〜１．００％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める元素である。また、Ｍｎは、Ｓの無害化のためにも必須の元素である。これらの効果を得る観点から、Ｍｎ量は、０．３０％以上である。
Ｍｎ量が０．３０％未満であると、Ｓによる脆化が起こり、母材部の靭性が低下する場合がある。
一方、Ｍｎ量が過剰であると、肉厚中央部のＭｎの偏析部が顕著になり、ＭｎＳが生成したり、粗大なマルテンサイトやベイナイトの硬化相が生成し、母材部及び電縫溶接部の靭性が損なわれる場合がある。また、Ｍｎ量が過剰であると、ＣＮｅｑが０．２５超となる場合があり、その結果、強度が高くなりすぎる場合（具体的には、ＹＳ６００ＭＰａ以下及びＴＳ７６０ＭＰａ以下の少なくとも一方を達成できない場合）がある。これらの理由により、Ｍｎ量は１．００％以下である。Ｍｎ量は、好ましくは１．００％未満であり、より好ましくは０．９０％以下であり、更に好ましくは０．８０％以下であり、更に好ましくは０．７０％以下である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める元素である。また、Ｍｎは、Ｓの無害化のためにも必須の元素である。これらの効果を得る観点から、Ｍｎ量は、０．３０％以上である。
Ｍｎ量が０．３０％未満であると、Ｓによる脆化が起こり、母材部の靭性が低下する場合がある。
一方、Ｍｎ量が過剰であると、肉厚中央部のＭｎの偏析部が顕著になり、ＭｎＳが生成したり、粗大なマルテンサイトやベイナイトの硬化相が生成し、母材部及び電縫溶接部の靭性が損なわれる場合がある。また、Ｍｎ量が過剰であると、ＣＮｅｑが０．２５超となる場合があり、その結果、強度が高くなりすぎる場合（具体的には、ＹＳ６００ＭＰａ以下及びＴＳ７６０ＭＰａ以下の少なくとも一方を達成できない場合）がある。これらの理由により、Ｍｎ量は１．００％以下である。Ｍｎ量は、好ましくは１．００％未満であり、より好ましくは０．９０％以下であり、更に好ましくは０．８０％以下であり、更に好ましくは０．７０％以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉは、炭窒化物を形成して結晶粒径の微細化に寄与する元素であり、母材部及び電縫溶接部の靭性を確保するために必要な元素である。かかる効果を得る観点から、Ｔｉ量は、０．００５％以上である。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ｔｉ量が０．０５０％を超えると、粗大なＴｉＮを生成し、母材部及び電縫溶接部の靭性の低下を招く場合がある。このため、Ｔｉ量は０．０５０％以下である。
Ｔｉは、炭窒化物を形成して結晶粒径の微細化に寄与する元素であり、母材部及び電縫溶接部の靭性を確保するために必要な元素である。かかる効果を得る観点から、Ｔｉ量は、０．００５％以上である。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ｔｉ量が０．０５０％を超えると、粗大なＴｉＮを生成し、母材部及び電縫溶接部の靭性の低下を招く場合がある。このため、Ｔｉ量は０．０５０％以下である。
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％
Ｎｂは、高温での未再結晶域圧延による靭性を高める効果を有する。また、Ｎｂは、析出強化により加工硬化特性を向上させる元素（即ち、低ＹＲ化に寄与する元素）でもある。これらの効果の観点から、Ｎｂ量は、０．０１０％以上であり、好ましくは０．０２０％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。
一方、Ｎｂ量が０．１００％を超えると、粗大なＮｂ炭化物により靭性が低下する場合がある。このため、Ｎｂ量は、０．１００％以下である。Ｎｂ量は、好ましくは０．０８０％以下であり、更に好ましくは０．０６０％以下である。
Ｎｂは、高温での未再結晶域圧延による靭性を高める効果を有する。また、Ｎｂは、析出強化により加工硬化特性を向上させる元素（即ち、低ＹＲ化に寄与する元素）でもある。これらの効果の観点から、Ｎｂ量は、０．０１０％以上であり、好ましくは０．０２０％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。
一方、Ｎｂ量が０．１００％を超えると、粗大なＮｂ炭化物により靭性が低下する場合がある。このため、Ｎｂ量は、０．１００％以下である。Ｎｂ量は、好ましくは０．０８０％以下であり、更に好ましくは０．０６０％以下である。
Ｎ：０．００１〜０．０２０％
Ｎは、金属窒化物を形成することで結晶粒の粗大化を抑制し、母材部及び電縫溶接部の靭性を向上させる元素である。かかる効果を得る観点から、Ｎ量は、０．００１％以上である。
一方、Ｎ量が０．０２０％を超えると、合金炭化物の生成量が増加し、母材部及び電縫溶接部の靭性が低下する場合がある。このため、Ｎ量は、０．０２０％以下である。Ｎ量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
Ｎは、金属窒化物を形成することで結晶粒の粗大化を抑制し、母材部及び電縫溶接部の靭性を向上させる元素である。かかる効果を得る観点から、Ｎ量は、０．００１％以上である。
一方、Ｎ量が０．０２０％を超えると、合金炭化物の生成量が増加し、母材部及び電縫溶接部の靭性が低下する場合がある。このため、Ｎ量は、０．０２０％以下である。Ｎ量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
Ｓｉ：０．０１０〜０．５００％
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として使用される元素であり、母材部及び電縫溶接部に粗大な酸化物が生成することを抑制し、これにより靭性を向上させる元素である。かかる効果を得る観点から、Ｓｉ量は、０．０１０％以上である。Ｓｉ量は、好ましくは０．０３０％以上である。
一方、Ｓｉ量が０．５００％を超えると、電縫溶接部に介在物が生成し、シャルピー吸収エネルギーが低下し、靭性が低下する場合がある。従って、Ｓｉ量は、０．５００％以下である。Ｓｉ量は、好ましくは０．４００％以下であり、更に好ましくは０．３５０％以下である。
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として使用される元素であり、母材部及び電縫溶接部に粗大な酸化物が生成することを抑制し、これにより靭性を向上させる元素である。かかる効果を得る観点から、Ｓｉ量は、０．０１０％以上である。Ｓｉ量は、好ましくは０．０３０％以上である。
一方、Ｓｉ量が０．５００％を超えると、電縫溶接部に介在物が生成し、シャルピー吸収エネルギーが低下し、靭性が低下する場合がある。従って、Ｓｉ量は、０．５００％以下である。Ｓｉ量は、好ましくは０．４００％以下であり、更に好ましくは０．３５０％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
Ａｌは、Ｓｉ同様、脱酸剤として使用される元素である。母材の靱性を向上させ、フリー酸素起因の割れを防止する観点から、Ａｌ量は、０．００１％以上である。Ａｌ量は、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ａｌ量が０．１００％を越えると、電縫溶接時のＡｌ系酸化物の生成に伴い、電縫溶接部の靭性が低下する場合がある。従って、Ａｌ量は、０．１００％以下である。Ａｌ量は、好ましくは０．０９０％以下である。
Ａｌは、Ｓｉ同様、脱酸剤として使用される元素である。母材の靱性を向上させ、フリー酸素起因の割れを防止する観点から、Ａｌ量は、０．００１％以上である。Ａｌ量は、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ａｌ量が０．１００％を越えると、電縫溶接時のＡｌ系酸化物の生成に伴い、電縫溶接部の靭性が低下する場合がある。従って、Ａｌ量は、０．１００％以下である。Ａｌ量は、好ましくは０．０９０％以下である。
Ｐ：０〜０．０３０％
Ｐは、鋼中に不純物として存在し得る元素である。
Ｐ量が０．０３０％を超えると、粒界に偏析することで、母材部及び電縫溶接部の靭性が損なわれる場合がある。従って、Ｐ量は、０．０３０％以下である。
一方、Ｐ量は、０％であってもよい。脱燐コスト低減の観点から、Ｐ量は０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよい。
Ｐは、鋼中に不純物として存在し得る元素である。
Ｐ量が０．０３０％を超えると、粒界に偏析することで、母材部及び電縫溶接部の靭性が損なわれる場合がある。従って、Ｐ量は、０．０３０％以下である。
一方、Ｐ量は、０％であってもよい。脱燐コスト低減の観点から、Ｐ量は０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよい。
Ｓ：０〜０．０１０％
Ｓは、鋼中に不純物として存在し得る元素である。
Ｓ量が０．０３０％を超えると、母材部及び電縫溶接部の靭性が損なわれる場合がある。従って、Ｓ量は、０．０３０％以下である。Ｓ量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
一方、Ｓ量は、０％であってもよい。脱硫コスト低減の観点から、Ｓ量は０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよい。
Ｓは、鋼中に不純物として存在し得る元素である。
Ｓ量が０．０３０％を超えると、母材部及び電縫溶接部の靭性が損なわれる場合がある。従って、Ｓ量は、０．０３０％以下である。Ｓ量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
一方、Ｓ量は、０％であってもよい。脱硫コスト低減の観点から、Ｓ量は０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよい。
Ｍｏ：０〜０．５０％
Ｍｏは、任意元素である。即ち、Ｍｏ量は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させ、鋼の強度を向上させる効果を有する元素である。かかる効果を得る観点から、Ｍｏ量は、０．０１％以上であってもよい。
一方、Ｍｏ量が０．５０％を超えると、Ｍｏ炭窒化物の生成により靭性を低下させる可能性がある。従って、Ｍｏ量は、０．５０％以下である。Ｍｏ量は、０．３０％以下であってもよく、０．１０％以下であってもよい。
Ｍｏは、任意元素である。即ち、Ｍｏ量は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させ、鋼の強度を向上させる効果を有する元素である。かかる効果を得る観点から、Ｍｏ量は、０．０１％以上であってもよい。
一方、Ｍｏ量が０．５０％を超えると、Ｍｏ炭窒化物の生成により靭性を低下させる可能性がある。従って、Ｍｏ量は、０．５０％以下である。Ｍｏ量は、０．３０％以下であってもよく、０．１０％以下であってもよい。
Ｃｕ：０〜０．５０％
Ｃｕは、任意元素である。即ち、Ｃｕ量は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
Ｃｕは、母材部の強度向上に有効な元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃｕ量は、０．０５％以上であってもよい。
一方、Ｃｕ量が０．５０％を超えると、微細なＣｕ粒子を生成し、靭性が著しく低下するおそれがある。従って、Ｃｕ量は、０．５０％以下である。Ｃｕ量は、０．４０％以下であってもよく、０．３０％以下であってもよい。
Ｃｕは、任意元素である。即ち、Ｃｕ量は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
Ｃｕは、母材部の強度向上に有効な元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃｕ量は、０．０５％以上であってもよい。
一方、Ｃｕ量が０．５０％を超えると、微細なＣｕ粒子を生成し、靭性が著しく低下するおそれがある。従って、Ｃｕ量は、０．５０％以下である。Ｃｕ量は、０．４０％以下であってもよく、０．３０％以下であってもよい。
Ｎｉ：０〜０．５０％
Ｎｉは、任意元素である。即ち、Ｎｉ量は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
Ｎｉは、強度及び靭性の向上に寄与する元素である。かかる効果を得る観点から、Ｎｉ量は、０．０５％以上であってもよい。
一方、Ｎｉ量が０．５０％を超えると、強度が高くなりすぎる場合（具体的には、ＹＳ６００ＭＰａ以下及びＴＳ７６０ＭＰａ以下の少なくとも一方を達成できない場合）がある。従って、Ｎｉ量は、０．５０％以下である。
Ｎｉは、任意元素である。即ち、Ｎｉ量は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
Ｎｉは、強度及び靭性の向上に寄与する元素である。かかる効果を得る観点から、Ｎｉ量は、０．０５％以上であってもよい。
一方、Ｎｉ量が０．５０％を超えると、強度が高くなりすぎる場合（具体的には、ＹＳ６００ＭＰａ以下及びＴＳ７６０ＭＰａ以下の少なくとも一方を達成できない場合）がある。従って、Ｎｉ量は、０．５０％以下である。
Ｃｒ：０〜０．５０％
Ｃｒは、任意元素である。即ち、Ｃｒ量は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃｒ量は、０．０５％以上であってもよい。
一方、Ｃｒ量が０．５０％を超えると、電縫溶接部に生成したＣｒ系介在物により電縫溶接部の靭性が低下する場合がある。従って、Ｃｒ量は、０．５０％以下である。Ｃｒ量は、０．４０％以下であってもよい。
Ｃｒは、任意元素である。即ち、Ｃｒ量は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃｒ量は、０．０５％以上であってもよい。
一方、Ｃｒ量が０．５０％を超えると、電縫溶接部に生成したＣｒ系介在物により電縫溶接部の靭性が低下する場合がある。従って、Ｃｒ量は、０．５０％以下である。Ｃｒ量は、０．４０％以下であってもよい。
Ｖ：０〜０．１０％
Ｖは、任意元素である。即ち、Ｖ量は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有する。かかる効果を得る観点から、Ｖ量は、０．０１０％以上であってもよい。
一方、Ｖ量が０．１０％を超えると、Ｖ炭窒化物により靭性が低下する場合がある。従って、Ｖ量は、０．１０％以下である。
Ｖは、任意元素である。即ち、Ｖ量は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有する。かかる効果を得る観点から、Ｖ量は、０．０１０％以上であってもよい。
一方、Ｖ量が０．１０％を超えると、Ｖ炭窒化物により靭性が低下する場合がある。従って、Ｖ量は、０．１０％以下である。
Ｃａ：０〜０．０１００％
Ｃａは、任意元素である。即ち、Ｃａ量は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靭性を向上させる元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃａ量は、０．０００１％以上であってもよく、０．０００２％以上であってもよい。
一方、Ｃａ量が０．０１００％を超えると、ＣａＯ−ＣａＳが大型のクラスターや介在物となり、靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。従って、Ｃａ量は、０．０１００％以下である。Ｃａ量は、０．００８０％以下であってもよく、０．００６０％以下であってもよい。
Ｃａは、任意元素である。即ち、Ｃａ量は、０％であってもよく、０％超であってもよい。
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靭性を向上させる元素である。かかる効果を得る観点から、Ｃａ量は、０．０００１％以上であってもよく、０．０００２％以上であってもよい。
一方、Ｃａ量が０．０１００％を超えると、ＣａＯ−ＣａＳが大型のクラスターや介在物となり、靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。従って、Ｃａ量は、０．０１００％以下である。Ｃａ量は、０．００８０％以下であってもよく、０．００６０％以下であってもよい。
ＲＥＭ：０〜０．０１００％
ＲＥＭは、任意元素である。即ち、ＲＥＭ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、脱酸剤及び脱硫剤としての効果を有する。かかる効果を得る観点から、ＲＥＭ量は、０．０００１％以上であってもよい。
一方、ＲＥＭ量が０．０１００％超であると、粗大な酸化物を生じて、耐ＨＩＣ性（電縫溶接時の耐水素割れ性）、並びに、母材部及びＨＡＺの靱性を低下させることがある。従って、ＲＥＭ量は、０．０１００％以下である。
ＲＥＭは、任意元素である。即ち、ＲＥＭ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、脱酸剤及び脱硫剤としての効果を有する。かかる効果を得る観点から、ＲＥＭ量は、０．０００１％以上であってもよい。
一方、ＲＥＭ量が０．０１００％超であると、粗大な酸化物を生じて、耐ＨＩＣ性（電縫溶接時の耐水素割れ性）、並びに、母材部及びＨＡＺの靱性を低下させることがある。従って、ＲＥＭ量は、０．０１００％以下である。
母材部の化学組成は、Ｍｏ：０％超０．５０％以下、Ｃｕ：０％超０．５０％以下、Ｎｉ：０％超０．５０％以下、Ｃｒ：０％超０．５０％以下、Ｖ：０％超０．１０％以下、Ｃａ：０％超０．０１００％以下、及び、ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下からなる群から選択される少なくとも１種を含有してもよい。
これらの各任意元素のより好ましい量は、それぞれ前述のとおりである。
これらの各任意元素のより好ましい量は、それぞれ前述のとおりである。
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、Ｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈが挙げられる。
また、その他の元素について、通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、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、Ｂについては例えば含有量０．０００３％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、それぞれあり得るが、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、Ｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈが挙げられる。
また、その他の元素について、通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、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、Ｂについては例えば含有量０．０００３％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、それぞれあり得るが、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。
ＣＮｅｑ：０．１２〜０．２５
母材部の化学組成において、式（１）で示されるＣＮｅｑは、０．１２〜０．２５である。
母材部の化学組成において、式（１）で示されるＣＮｅｑは、０．１２〜０．２５である。
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
〔式（１）中、各元素記号は、各元素の質量％を意味する。〕
〔式（１）中、各元素記号は、各元素の質量％を意味する。〕
ＣＮｅｑは、電縫鋼管の強度に対し、正の相関がある。
ＣＮｅｑが０．１２未満であると、３６０ＭＰａ以上のＹＳ及び４６５ＭＰａ以上のＴＳの少なくとも一方を達成できない場合がある。従って、ＣＮｅｑは、０．１２以上である。電縫鋼管のＹＳ及びＴＳの少なくとも一方をより向上させる観点から、ＣＮｅｑは、好ましくは０．１５以上である。
一方、ＣＮｅｑが０．２５超であると、強度が高くなりすぎる場合（具体的には、ＹＳ６００ＭＰａ以下及びＴＳ７６０ＭＰａ以下の少なくとも一方を達成できない場合）がある。従って、ＣＮｅｑは、０．２５以下である。
ＣＮｅｑが０．１２未満であると、３６０ＭＰａ以上のＹＳ及び４６５ＭＰａ以上のＴＳの少なくとも一方を達成できない場合がある。従って、ＣＮｅｑは、０．１２以上である。電縫鋼管のＹＳ及びＴＳの少なくとも一方をより向上させる観点から、ＣＮｅｑは、好ましくは０．１５以上である。
一方、ＣＮｅｑが０．２５超であると、強度が高くなりすぎる場合（具体的には、ＹＳ６００ＭＰａ以下及びＴＳ７６０ＭＰａ以下の少なくとも一方を達成できない場合）がある。従って、ＣＮｅｑは、０．２５以下である。
Ｍｎ／Ｓｉ比：１．８以上
母材部の化学組成において、Ｍｎ／Ｓｉ比（即ち、Ｓｉの含有量に対するＭｎの含有量の比；以下、「Ｍｎ／Ｓｉ」ともいう）は、１．８以上である。
Ｍｎ／Ｓｉ比が１．８未満であると、ＭｎＳｉ系の介在物に起因して、電縫溶接部の靱性が低下する場合がある。電縫溶接部の靱性をより向上させる観点から、Ｍｎ／Ｓｉは、好ましくは１．９以上であり、より好ましくは２．０以上である。
Ｍｎ／Ｓｉの上限には特に制限はない。母材部及び電縫溶接部の靭性をより向上させる観点から、Ｍｎ／Ｓｉは、好ましくは５０以下であり、好ましくは３０以下であり、より好ましくは２０以下である。
母材部の化学組成において、Ｍｎ／Ｓｉ比（即ち、Ｓｉの含有量に対するＭｎの含有量の比；以下、「Ｍｎ／Ｓｉ」ともいう）は、１．８以上である。
Ｍｎ／Ｓｉ比が１．８未満であると、ＭｎＳｉ系の介在物に起因して、電縫溶接部の靱性が低下する場合がある。電縫溶接部の靱性をより向上させる観点から、Ｍｎ／Ｓｉは、好ましくは１．９以上であり、より好ましくは２．０以上である。
Ｍｎ／Ｓｉの上限には特に制限はない。母材部及び電縫溶接部の靭性をより向上させる観点から、Ｍｎ／Ｓｉは、好ましくは５０以下であり、好ましくは３０以下であり、より好ましくは２０以下である。
ＬＲ：０．２５以上
母材部の化学組成において、式（２）で示されるＬＲは、０．２５以上である。
ＬＲが０．２５未満であると、低ＹＲ化を達成できない場合（即ち、ＹＲが０．９０を超える場合）がある。
ＬＲの上限には特に制限はないが、ＬＲの上限として、０．９０、０．８５等が挙げられる。
母材部の化学組成において、式（２）で示されるＬＲは、０．２５以上である。
ＬＲが０．２５未満であると、低ＹＲ化を達成できない場合（即ち、ＹＲが０．９０を超える場合）がある。
ＬＲの上限には特に制限はないが、ＬＲの上限として、０．９０、０．８５等が挙げられる。
ＬＲ＝（２．１Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
〔式（２）中、各元素記号は、各元素の質量％を意味する。〕
〔式（２）中、各元素記号は、各元素の質量％を意味する。〕
式（２）では、加工硬化特性を向上させて低ＹＲ化に寄与するＣ及びＮｂが分子に配置され、加工硬化特性を低下させてＹＲを上昇させるおそれがあるＭｎが、分母に配置されている。
ＬＲの上限には特に制限はないが、ＬＲの上限として、０．９０、０．８０等が挙げられる。
＜母材部の金属組織＞
以下、母材部の金属組織について説明する。
以下、母材部の金属組織について説明する。
（第一相の面積率（フェライト分率））
母材部の金属組織は、フェライトからなる第一相の面積率（以下、「フェライト分率」ともいう）が８０〜９８％である。
フェライト分率が８０％未満であると、第二相における炭素濃化の度合いが不足し、その結果、第一相と第二相との硬度差が小さくなりすぎ、硬度差５０Ｈｖ未満となる場合がある。従って、フェライト分率が８０％以上であり、好ましくは８２％以上である。
一方、フェライト分率が９８％超であると、第二相における炭素濃化の度合いが過剰となり、その結果、第二相の硬度が高くなりすぎ、硬度差１００Ｈｖ超となる場合がある。従って、フェライト分率が９８％以下であり、好ましくは９５％以下であり、より好ましくは９０％以下である。
母材部の金属組織は、フェライトからなる第一相の面積率（以下、「フェライト分率」ともいう）が８０〜９８％である。
フェライト分率が８０％未満であると、第二相における炭素濃化の度合いが不足し、その結果、第一相と第二相との硬度差が小さくなりすぎ、硬度差５０Ｈｖ未満となる場合がある。従って、フェライト分率が８０％以上であり、好ましくは８２％以上である。
一方、フェライト分率が９８％超であると、第二相における炭素濃化の度合いが過剰となり、その結果、第二相の硬度が高くなりすぎ、硬度差１００Ｈｖ超となる場合がある。従って、フェライト分率が９８％以下であり、好ましくは９５％以下であり、より好ましくは９０％以下である。
（第二相）
母材部の金属組織において、残部（即ち、母材部の金属組織から第一相を除いた残部）である第二相は、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方を含み、かつ、第二相全体に対するマルテンサイトの面積率が１％未満である。
第二相が上記条件を満足することにより、硬度差（即ち、第二相の硬度から第一相の硬度を差し引いた値）が１００Ｈｖ以下であることが達成されやすい。
一方、第二相全体に対するマルテンサイトの面積率が１％未満であることは、第二相が、マルテンサイトを実質的に含まないことを意味する。第二相がマルテンサイトを実質的に含む場合（即ち、第二相全体に対して１％以上のマルテンサイトを含む場合）には、強度が高くなりすぎる場合（具体的には、ＹＳ６００ＭＰａ以下及びＴＳ７６０ＭＰａ以下の少なくとも一方を達成できない場合）がある。
母材部の金属組織において、残部（即ち、母材部の金属組織から第一相を除いた残部）である第二相は、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方を含み、かつ、第二相全体に対するマルテンサイトの面積率が１％未満である。
第二相が上記条件を満足することにより、硬度差（即ち、第二相の硬度から第一相の硬度を差し引いた値）が１００Ｈｖ以下であることが達成されやすい。
一方、第二相全体に対するマルテンサイトの面積率が１％未満であることは、第二相が、マルテンサイトを実質的に含まないことを意味する。第二相がマルテンサイトを実質的に含む場合（即ち、第二相全体に対して１％以上のマルテンサイトを含む場合）には、強度が高くなりすぎる場合（具体的には、ＹＳ６００ＭＰａ以下及びＴＳ７６０ＭＰａ以下の少なくとも一方を達成できない場合）がある。
本開示における「ベイナイト」の概念には、ベイニティックフェライト、グラニュラーベイナイト、上部ベイナイト及び下部ベイナイトが包含される。
本開示における「パーライト」の概念には、擬似パーライト組織も包含される。
本開示における「パーライト」の概念には、擬似パーライト組織も包含される。
（フェライト分率の測定方法及び第二相の特定方法）
母材部の金属組織において、フェライト分率の測定及び第二相の特定は、母材９０°位置のＬ断面における肉厚中央部の金属組織をナイタールエッチングし、ナイタールエッチング後の金属組織の写真（以下、「金属組織写真」ともいう）を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率で観察することにより行う。ここで、金属組織写真は、１０００倍の視野で１０視野分（断面の実面積として０．１２ｍｍ２分）撮影する。撮影した金属組織写真を画像処理することにより、フェライト分率の測定及び第二相の特定を行う。画像処理は、例えば（株）ニレコ製の小型汎用画像解析装置ＬＵＺＥＸ ＡＰを用いて行う。
母材部の金属組織において、フェライト分率の測定及び第二相の特定は、母材９０°位置のＬ断面における肉厚中央部の金属組織をナイタールエッチングし、ナイタールエッチング後の金属組織の写真（以下、「金属組織写真」ともいう）を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率で観察することにより行う。ここで、金属組織写真は、１０００倍の視野で１０視野分（断面の実面積として０．１２ｍｍ２分）撮影する。撮影した金属組織写真を画像処理することにより、フェライト分率の測定及び第二相の特定を行う。画像処理は、例えば（株）ニレコ製の小型汎用画像解析装置ＬＵＺＥＸ ＡＰを用いて行う。
本開示において、「母材９０°位置」とは、溶接部から管周方向に９０°ずれた位置を指し、「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、「肉厚中央部」とは、肉厚の１／２の位置を指す。
（硬度差）
母材部の金属組織において、硬度差（即ち、第二相の硬度から第一相の硬度を差し引いた値）は、５０〜１００Ｈｖである。
硬度差が５０Ｈｖ未満である場合、低ＹＲ化を達成できない場合がある。従って、低ＹＲ化の観点から、硬度差は、５０Ｈｖ以上であり、好ましくは５２Ｈｖ以上である。
一方、硬度差が１００Ｈｖ超であると、金属組織の内部応力が大きくなりすぎ、母材部の靱性が低下する場合がある。従って、硬度差は１００Ｈｖ以下であり、好ましくは９６Ｈｖ以下であり、より好ましくは９０Ｈｖ以下である。
母材部の金属組織において、硬度差（即ち、第二相の硬度から第一相の硬度を差し引いた値）は、５０〜１００Ｈｖである。
硬度差が５０Ｈｖ未満である場合、低ＹＲ化を達成できない場合がある。従って、低ＹＲ化の観点から、硬度差は、５０Ｈｖ以上であり、好ましくは５２Ｈｖ以上である。
一方、硬度差が１００Ｈｖ超であると、金属組織の内部応力が大きくなりすぎ、母材部の靱性が低下する場合がある。従って、硬度差は１００Ｈｖ以下であり、好ましくは９６Ｈｖ以下であり、より好ましくは９０Ｈｖ以下である。
（硬度差の測定方法）
硬度差の測定は、以下のようにして行う。
上記肉厚中央部の金属組織（即ち、母材９０°位置のＬ断面における肉厚中央部の金属組織）における第一相及び第二相の硬度をそれぞれ求め、第二相の硬度から第一相の硬度を差し引いた値を、硬度差とする。
ここで、第一相の硬度は、以下のようにして求める。
第一相から測定点５０点をランダムに選定し、選定された５０点について、それぞれ、荷重１０ｇｆの条件のマイクロビッカース硬度試験により、マイクロビッカース硬度を測定する。選定する各測定点は、結晶粒界を跨いでいてもよい。得られた５０個の測定値から、明らかに高すぎる測定値（具体的には３５０Ｈｖを超える測定値）以外の測定値を選定し、選定された測定値について、算術平均値を求める。得られた算術平均値を、第一相の硬度とする。
第二相の硬度も、第一相の硬度と同様にして求める。
硬度差の測定は、以下のようにして行う。
上記肉厚中央部の金属組織（即ち、母材９０°位置のＬ断面における肉厚中央部の金属組織）における第一相及び第二相の硬度をそれぞれ求め、第二相の硬度から第一相の硬度を差し引いた値を、硬度差とする。
ここで、第一相の硬度は、以下のようにして求める。
第一相から測定点５０点をランダムに選定し、選定された５０点について、それぞれ、荷重１０ｇｆの条件のマイクロビッカース硬度試験により、マイクロビッカース硬度を測定する。選定する各測定点は、結晶粒界を跨いでいてもよい。得られた５０個の測定値から、明らかに高すぎる測定値（具体的には３５０Ｈｖを超える測定値）以外の測定値を選定し、選定された測定値について、算術平均値を求める。得られた算術平均値を、第一相の硬度とする。
第二相の硬度も、第一相の硬度と同様にして求める。
＜管軸方向の降伏強度（ＹＳ）＞
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の降伏強度（ＹＳ）が３６０〜６００ＭＰａである。
ＹＳが３６０ＭＰａ以上であることにより、ラインパイプ用鋼管として要求される強度が確保される。ＹＳは、好ましくは３８０ＭＰａ以上であり、より好ましくは４００ＭＰａ以上である。
ＹＳが６００ＭＰａ以下であることにより、ラインパイプ用電縫鋼管を敷設する際の曲げ変形性（即ち、曲げ易さ）が確保され、かつ、ラインパイプ用電縫鋼管の座屈が抑制される。ＹＳは、好ましくは５９０ＭＰａ以下である。
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の降伏強度（ＹＳ）が３６０〜６００ＭＰａである。
ＹＳが３６０ＭＰａ以上であることにより、ラインパイプ用鋼管として要求される強度が確保される。ＹＳは、好ましくは３８０ＭＰａ以上であり、より好ましくは４００ＭＰａ以上である。
ＹＳが６００ＭＰａ以下であることにより、ラインパイプ用電縫鋼管を敷設する際の曲げ変形性（即ち、曲げ易さ）が確保され、かつ、ラインパイプ用電縫鋼管の座屈が抑制される。ＹＳは、好ましくは５９０ＭＰａ以下である。
なお、本開示の電縫鋼管におけるＹＳは、０．５％アンダーロード耐力を意味する。
＜管軸方向の引張強度（ＴＳ）＞
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の引張強度（ＴＳ）が４６５〜７６０ＭＰａである。
ＴＳが４６５ＭＰａ以上であることにより、ラインパイプ用鋼管として要求される強度が確保される。ＴＳは、好ましくは４７０ＭＰａ以上である。
ＴＳが７６０ＭＰａ以下であることにより、ラインパイプ用電縫鋼管を敷設する際の曲げ変形性（即ち、曲げ易さ）が確保され、かつ、ラインパイプ用電縫鋼管の座屈が抑制される。更に、母材部の靱性劣化がより抑制される。ＴＳは、好ましくは７００ＭＰａ以下であり、より好ましくは６８０ＭＰａ以下である。
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の引張強度（ＴＳ）が４６５〜７６０ＭＰａである。
ＴＳが４６５ＭＰａ以上であることにより、ラインパイプ用鋼管として要求される強度が確保される。ＴＳは、好ましくは４７０ＭＰａ以上である。
ＴＳが７６０ＭＰａ以下であることにより、ラインパイプ用電縫鋼管を敷設する際の曲げ変形性（即ち、曲げ易さ）が確保され、かつ、ラインパイプ用電縫鋼管の座屈が抑制される。更に、母材部の靱性劣化がより抑制される。ＴＳは、好ましくは７００ＭＰａ以下であり、より好ましくは６８０ＭＰａ以下である。
＜管軸方向の降伏比（ＹＲ）＞
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の降伏比（ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ））が、０．９０以下である。
これにより、敷設時等における電縫鋼管の座屈が抑制される。
ＹＲの下限には特に制限はないが、下限として、０．８０、０．８２等が挙げられる。
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の降伏比（ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ））が、０．９０以下である。
これにより、敷設時等における電縫鋼管の座屈が抑制される。
ＹＲの下限には特に制限はないが、下限として、０．８０、０．８２等が挙げられる。
＜ＴＳ、ＹＳ及びＹＲの測定方法＞
本開示において、ＴＳ、ＹＳ、及びＹＲは、それぞれ、以下のようにして測定された値を意味する。
電縫鋼管の母材９０°位置から、引張試験用の試験片を、引張試験の試験方向（引張方向）が電縫鋼管の管軸方向となる向きに採取する。ここで、試験片の形状は、アメリカ石油協会規格ＡＰＩ ５Ｌ（以下、単に「ＡＰＩ ５Ｌ」とする）に準拠する平板形状とする。
採取した試験片を用い、室温にて、ＡＰＩ ５Ｌに準拠し、管軸方向の引張試験（即ち、試験方向を電縫鋼管の管軸方向とする引張試験）を行い、ＴＳ及びＹＳをそれぞれ測定する。ここで、ＹＳは、前述のとおり、０．５％アンダーロード耐力である。
得られたＴＳ及びＹＳに基づき、算出式「ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ）」により、ＹＲを求める。
本開示において、ＴＳ、ＹＳ、及びＹＲは、それぞれ、以下のようにして測定された値を意味する。
電縫鋼管の母材９０°位置から、引張試験用の試験片を、引張試験の試験方向（引張方向）が電縫鋼管の管軸方向となる向きに採取する。ここで、試験片の形状は、アメリカ石油協会規格ＡＰＩ ５Ｌ（以下、単に「ＡＰＩ ５Ｌ」とする）に準拠する平板形状とする。
採取した試験片を用い、室温にて、ＡＰＩ ５Ｌに準拠し、管軸方向の引張試験（即ち、試験方向を電縫鋼管の管軸方向とする引張試験）を行い、ＴＳ及びＹＳをそれぞれ測定する。ここで、ＹＳは、前述のとおり、０．５％アンダーロード耐力である。
得られたＴＳ及びＹＳに基づき、算出式「ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ）」により、ＹＲを求める。
＜降伏伸び＞
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の引張試験において、降伏伸びが０．２％未満である（即ち、降伏伸びが実質的に観測されない）。
この降伏伸びは、ＴＳ、ＹＳ及びＹＲを求めるための上述した管軸方向の引張試験によって確認する。
本開示の電縫鋼管は、管軸方向の引張試験において、降伏伸びが０．２％未満である（即ち、降伏伸びが実質的に観測されない）。
この降伏伸びは、ＴＳ、ＹＳ及びＹＲを求めるための上述した管軸方向の引張試験によって確認する。
前述したとおり、上記降伏伸びが０．２％未満であることは、本開示の電縫鋼管が、造管ままの電縫鋼管であることを意味する。
本開示の電縫鋼管に対し、造管後、管全体に対して熱処理が施された電縫鋼管（例えば、特許文献３の電縫鋼管）では、管軸方向の引張試験において、実質的な降伏伸び（即ち、０．２％以上の降伏伸び）が観測される。
本開示の電縫鋼管に対し、造管後、管全体に対して熱処理が施された電縫鋼管（例えば、特許文献３の電縫鋼管）では、管軸方向の引張試験において、実質的な降伏伸び（即ち、０．２％以上の降伏伸び）が観測される。
＜シャルピー吸収エネルギー＞
本開示の電縫鋼管では、母材部及び電縫溶接部の靱性が確保されている。
具体的には、母材部及び電縫溶接部の０℃でのシャルピー吸収エネルギー（以下、「ｖＥ」ともいう）は、それぞれ１００Ｊ以上である。
以下、０℃でのシャルピー吸収エネルギーを、「ｖＥ」ともいう。
本開示の電縫鋼管では、母材部及び電縫溶接部の靱性が確保されている。
具体的には、母材部及び電縫溶接部の０℃でのシャルピー吸収エネルギー（以下、「ｖＥ」ともいう）は、それぞれ１００Ｊ以上である。
以下、０℃でのシャルピー吸収エネルギーを、「ｖＥ」ともいう。
母材部のｖＥは、好ましくは１５０Ｊ以上であり、より好ましくは２００Ｊ以上であり、更に好ましくは２５０Ｊ以上である。
一方、母材部のｖＥは、好ましくは４００Ｊ以下である。
一方、母材部のｖＥは、好ましくは４００Ｊ以下である。
電縫溶接部のｖＥは、好ましくは１５０Ｊ以上であり、より好ましくは１９０Ｊ以上であり、更に好ましくは２００Ｊ以上である。
一方、電縫溶接部のｖＥは、好ましくは４００Ｊ以下であり、より好ましくは３５０Ｊ以下である。
一方、電縫溶接部のｖＥは、好ましくは４００Ｊ以下であり、より好ましくは３５０Ｊ以下である。
母材部のｖＥ（即ち、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー）は、以下のようにして測定された値を意味する。
電縫鋼管の母材９０°位置からＶノッチ付きフルサイズ試験片（シャルピー衝撃試験用の試験片）を採取する。Ｖノッチ付きフルサイズ試験片は、試験方向が管周方向（Ｃ方向）となるように採取する。採取されたＶノッチ付きフルサイズ試験片について、０℃の温度条件下で、ＡＰＩ ５Ｌに準拠してシャルピー衝撃試験を行い、ｖＥを測定する。
以上の測定を、電縫鋼管１つ当たり５回行い、５回の測定値の平均値を、その電縫鋼管の母材部のｖＥとする。
電縫鋼管の母材９０°位置からＶノッチ付きフルサイズ試験片（シャルピー衝撃試験用の試験片）を採取する。Ｖノッチ付きフルサイズ試験片は、試験方向が管周方向（Ｃ方向）となるように採取する。採取されたＶノッチ付きフルサイズ試験片について、０℃の温度条件下で、ＡＰＩ ５Ｌに準拠してシャルピー衝撃試験を行い、ｖＥを測定する。
以上の測定を、電縫鋼管１つ当たり５回行い、５回の測定値の平均値を、その電縫鋼管の母材部のｖＥとする。
電縫溶接部のｖＥは、以下のようにして測定された値を意味する。
Ｖノッチ付きフルサイズ試験片を採取する位置を、電縫鋼管の電縫溶接部に変更すること以外は、母材部のｖＥの測定と同様の操作を行い、電縫鋼管の電縫溶接部のｖＥ（即ち、５回の測定値の平均値）を得る。
Ｖノッチ付きフルサイズ試験片を採取する位置を、電縫鋼管の電縫溶接部に変更すること以外は、母材部のｖＥの測定と同様の操作を行い、電縫鋼管の電縫溶接部のｖＥ（即ち、５回の測定値の平均値）を得る。
＜電縫鋼管の肉厚＞
本開示の電縫鋼管の肉厚は、好ましくは１０〜２５．４ｍｍである。
肉厚が１０ｍｍ以上であると、熱延鋼板を管状に成形する際の歪みを利用してＹＲを低下させやすい点で有利である。肉厚は、より好ましくは１２ｍｍ以上である。
肉厚が２５．４ｍｍ以下であると、電縫鋼管の製造適性（詳細には、熱延鋼板を管状に成形する際の成形性）の点で有利である。肉厚は、より好ましくは２０ｍｍ以下である。
本開示の電縫鋼管の肉厚は、好ましくは１０〜２５．４ｍｍである。
肉厚が１０ｍｍ以上であると、熱延鋼板を管状に成形する際の歪みを利用してＹＲを低下させやすい点で有利である。肉厚は、より好ましくは１２ｍｍ以上である。
肉厚が２５．４ｍｍ以下であると、電縫鋼管の製造適性（詳細には、熱延鋼板を管状に成形する際の成形性）の点で有利である。肉厚は、より好ましくは２０ｍｍ以下である。
＜電縫鋼管の外径＞
本開示の電縫鋼管の外径は、好ましくは２５４．０〜６６０．４ｍｍ（即ち、１０〜２６インチ）である。
外径が２５４．０ｍｍ（即ち、１０インチ）以上である場合、ラインパイプ用電縫鋼管としてより好適である。外径は、好ましくは３０４．８ｍｍ（即ち、１２インチ）以上である。
外径が６６０．４ｍｍ（即ち、２６インチ）以下であると、熱延鋼板を管状に成形する際の歪みを利用してＹＲを低下させやすい点で有利である。外径は、より好ましくは５０８．４ｍｍ（即ち、２０インチ）以下である。
本開示の電縫鋼管の外径は、好ましくは２５４．０〜６６０．４ｍｍ（即ち、１０〜２６インチ）である。
外径が２５４．０ｍｍ（即ち、１０インチ）以上である場合、ラインパイプ用電縫鋼管としてより好適である。外径は、好ましくは３０４．８ｍｍ（即ち、１２インチ）以上である。
外径が６６０．４ｍｍ（即ち、２６インチ）以下であると、熱延鋼板を管状に成形する際の歪みを利用してＹＲを低下させやすい点で有利である。外径は、より好ましくは５０８．４ｍｍ（即ち、２０インチ）以下である。
＜電縫鋼管の製造方法の一例（製法Ａ）＞
以下、本開示の電縫鋼管を製造するための製造方法の一例（以下、「製法Ａ」とする）について説明する。
以下、温度及び冷却速度は、特に断りがないかぎり、それぞれ、鋼材（即ち、スラブ又は熱延鋼板）の表面の温度及び冷却速度を意味する。
この製法Ａは、後述する実施例の電縫鋼管の製造方法である。
以下、本開示の電縫鋼管を製造するための製造方法の一例（以下、「製法Ａ」とする）について説明する。
以下、温度及び冷却速度は、特に断りがないかぎり、それぞれ、鋼材（即ち、スラブ又は熱延鋼板）の表面の温度及び冷却速度を意味する。
この製法Ａは、後述する実施例の電縫鋼管の製造方法である。
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、１１００℃〜１３５０℃のスラブ加熱温度まで加熱し、加熱されたスラブを粗圧延し、粗圧延されたスラブを、仕上げ圧延開始温度が９５０℃以下であり、仕上げ圧延終了温度が８２０℃以下であり、仕上げ圧延における累積圧下比が２．５以上である条件で熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程と、
熱延鋼板に対し、仕上げ圧延終了からの第１冷却開始までの時間を２０ｓ（秒）以内とし、１０℃／ｓ〜８０℃／ｓの第１冷却速度にて、６００℃〜７００℃の第１冷却終了温度となるまで第１冷却を施す第１冷却工程と、
第１冷却が施された熱延鋼板に対し、５℃／ｓ〜３０℃／ｓの第２冷却速度にて、４５０℃〜７００℃の巻取温度（即ち、第２冷却終了温度）となるまで第２冷却を施す第２冷却工程と、
第２冷却が施された熱延鋼板を、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における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、電縫鋼管を得る造管工程と、
を含む。
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、１１００℃〜１３５０℃のスラブ加熱温度まで加熱し、加熱されたスラブを粗圧延し、粗圧延されたスラブを、仕上げ圧延開始温度が９５０℃以下であり、仕上げ圧延終了温度が８２０℃以下であり、仕上げ圧延における累積圧下比が２．５以上である条件で熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程と、
熱延鋼板に対し、仕上げ圧延終了からの第１冷却開始までの時間を２０ｓ（秒）以内とし、１０℃／ｓ〜８０℃／ｓの第１冷却速度にて、６００℃〜７００℃の第１冷却終了温度となるまで第１冷却を施す第１冷却工程と、
第１冷却が施された熱延鋼板に対し、５℃／ｓ〜３０℃／ｓの第２冷却速度にて、４５０℃〜７００℃の巻取温度（即ち、第２冷却終了温度）となるまで第２冷却を施す第２冷却工程と、
第２冷却が施された熱延鋼板を、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における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、電縫鋼管を得る造管工程と、
を含む。
製法Ａによれば、本開示の電縫鋼管を製造できる。
以下、製法Ａにおける各工程について説明する。
以下、製法Ａにおける各工程について説明する。
（スラブ準備工程）
製法Ａにおけるスラブ準備工程は、本開示における化学組成を有するスラブを準備する工程である。
スラブを準備する工程は、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、本開示における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。
製法Ａにおけるスラブ準備工程は、本開示における化学組成を有するスラブを準備する工程である。
スラブを準備する工程は、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、本開示における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における熱延工程は、上記で準備したスラブを、１１００℃〜１３５０℃のスラブ加熱温度まで加熱し、加熱されたスラブを粗圧延し、粗圧延されたスラブを、仕上げ圧延開始温度が９５０℃以下であり、仕上げ圧延終了温度が８２０℃以下であり、仕上げ圧延における累積圧下比が２．５以上である条件で熱間圧延して熱延鋼板を得る工程である。
スラブ加熱温度が１１００℃以上であることにより、未固溶のＮｂ炭化物の生成が抑制され、その結果、靱性の劣化が抑制される。
スラブ加熱温度が１３５０℃以下であることにより、結晶粒の粗大化が抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管における靱性の劣化が抑制され得る。
仕上げ圧延開始温度が９５０℃以下であることにより、結晶粒の粗大化が抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管における靱性の劣化が抑制され得る。
仕上げ圧延終了温度が８２０℃以下であることにより、結晶粒の粗大化が抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管における靱性の劣化が抑制され得る。
累積圧下比が２．５以上であることにより、結晶粒の粗大化が抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管における靱性の劣化が抑制され得る。
製法Ａにおける熱延工程は、上記で準備したスラブを、１１００℃〜１３５０℃のスラブ加熱温度まで加熱し、加熱されたスラブを粗圧延し、粗圧延されたスラブを、仕上げ圧延開始温度が９５０℃以下であり、仕上げ圧延終了温度が８２０℃以下であり、仕上げ圧延における累積圧下比が２．５以上である条件で熱間圧延して熱延鋼板を得る工程である。
スラブ加熱温度が１１００℃以上であることにより、未固溶のＮｂ炭化物の生成が抑制され、その結果、靱性の劣化が抑制される。
スラブ加熱温度が１３５０℃以下であることにより、結晶粒の粗大化が抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管における靱性の劣化が抑制され得る。
仕上げ圧延開始温度が９５０℃以下であることにより、結晶粒の粗大化が抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管における靱性の劣化が抑制され得る。
仕上げ圧延終了温度が８２０℃以下であることにより、結晶粒の粗大化が抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管における靱性の劣化が抑制され得る。
累積圧下比が２．５以上であることにより、結晶粒の粗大化が抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管における靱性の劣化が抑制され得る。
（第１冷却工程）
製法Ａにおける第１冷却工程は、上記熱延工程で得られた熱延鋼板に対し、仕上げ圧延終了からの第１冷却開始までの時間を２０ｓ（秒）以内とし、１０℃／ｓ〜８０℃／ｓの第１冷却速度にて、６００℃〜７００℃の第１冷却終了温度となるまで第１冷却を施す工程である。
仕上げ圧延終了からの第１冷却開始までの時間が２０ｓ以内であることにより、結晶粒の粗大化が抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管における靱性の劣化が抑制され得る。
第１冷却速度が１０℃／ｓ以上であることにより、フェライトの過剰な生成が抑制され、かつ、第二相におけるＣ濃化（炭素濃化）が過度となることが抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管において、フェライト分率９８％以下及び硬度差１００Ｈｖ以下が達成され得る。
第１冷却速度が８０℃／ｓ以下であることにより、フェライトの生成が促進され、かつ、第二相におけるＣ濃化（炭素濃化）がある程度進行し、その結果、最終的に得られる電縫鋼管において、フェライト分率８０％以上及び硬度差５０Ｈｖ以上が達成され得る。
製法Ａにおける第１冷却工程は、上記熱延工程で得られた熱延鋼板に対し、仕上げ圧延終了からの第１冷却開始までの時間を２０ｓ（秒）以内とし、１０℃／ｓ〜８０℃／ｓの第１冷却速度にて、６００℃〜７００℃の第１冷却終了温度となるまで第１冷却を施す工程である。
仕上げ圧延終了からの第１冷却開始までの時間が２０ｓ以内であることにより、結晶粒の粗大化が抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管における靱性の劣化が抑制され得る。
第１冷却速度が１０℃／ｓ以上であることにより、フェライトの過剰な生成が抑制され、かつ、第二相におけるＣ濃化（炭素濃化）が過度となることが抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管において、フェライト分率９８％以下及び硬度差１００Ｈｖ以下が達成され得る。
第１冷却速度が８０℃／ｓ以下であることにより、フェライトの生成が促進され、かつ、第二相におけるＣ濃化（炭素濃化）がある程度進行し、その結果、最終的に得られる電縫鋼管において、フェライト分率８０％以上及び硬度差５０Ｈｖ以上が達成され得る。
第１冷却は、水冷であっても空冷であってもよい。
第１冷却が水冷である場合は、冷却水の水流密度を調整することにより、第１冷却速度を制御する。
第１冷却が空冷である場合は、冷却空気量を調整することにより、第１冷却速度を制御する。
第１冷却が水冷である場合は、冷却水の水流密度を調整することにより、第１冷却速度を制御する。
第１冷却が空冷である場合は、冷却空気量を調整することにより、第１冷却速度を制御する。
（第２冷却工程）
製法Ａにおける第２冷却工程は、第１冷却が施された熱延鋼板に対し、５℃／ｓ〜３０℃／ｓの第２冷却速度にて、４５０℃〜７００℃の巻取温度（即ち、第２冷却終了温度）となるまで第２冷却を施す工程である。
第２冷却速度が５℃／ｓ以上であることにより、第二相の硬度がある程度上昇し、その結果、硬度差５０Ｈｖ以上が達成され得る。
第２冷却速度が３０℃／ｓ以下であることにより、第二相の硬度の過度な上昇が抑制され、その結果、硬度差１００Ｈｖ以下が達成され得る。
巻取温度が４５０℃以上であることにより、マルテンサイトの生成が抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管において、ＹＳの上昇、ＹＲの上昇、及び母材部の靱性低下が抑制される。
巻取温度が７００℃以下であることにより、フェライトの過剰な生成が抑制され、かつ、第二相におけるＣ濃化（炭素濃化）が過度となることが抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管において、フェライト分率９８％以下及び硬度差１００Ｈｖ以下が達成され得る。
製法Ａにおける第２冷却工程は、第１冷却が施された熱延鋼板に対し、５℃／ｓ〜３０℃／ｓの第２冷却速度にて、４５０℃〜７００℃の巻取温度（即ち、第２冷却終了温度）となるまで第２冷却を施す工程である。
第２冷却速度が５℃／ｓ以上であることにより、第二相の硬度がある程度上昇し、その結果、硬度差５０Ｈｖ以上が達成され得る。
第２冷却速度が３０℃／ｓ以下であることにより、第二相の硬度の過度な上昇が抑制され、その結果、硬度差１００Ｈｖ以下が達成され得る。
巻取温度が４５０℃以上であることにより、マルテンサイトの生成が抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管において、ＹＳの上昇、ＹＲの上昇、及び母材部の靱性低下が抑制される。
巻取温度が７００℃以下であることにより、フェライトの過剰な生成が抑制され、かつ、第二相におけるＣ濃化（炭素濃化）が過度となることが抑制され、その結果、最終的に得られる電縫鋼管において、フェライト分率９８％以下及び硬度差１００Ｈｖ以下が達成され得る。
第２冷却は、水冷であっても空冷であってもよい。
第２冷却が水冷である場合は、冷却水の水流密度を調整することにより、第２冷却速度を制御する。
第２冷却が空冷である場合は、冷却空気量を調整することにより、第２冷却速度を制御する。
第２冷却が水冷である場合は、冷却水の水流密度を調整することにより、第２冷却速度を制御する。
第２冷却が空冷である場合は、冷却空気量を調整することにより、第２冷却速度を制御する。
（巻取工程）
製法Ａにおける巻取工程は、第２冷却が施された熱延鋼板を、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工程である。
巻取工程は、公知の条件に従って行えばよく、特に制限されない。
製法Ａにおける巻取工程は、第２冷却が施された熱延鋼板を、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工程である。
巻取工程は、公知の条件に従って行えばよく、特に制限されない。
（造管工程）
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における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、電縫鋼管を得る工程である。
造管工程は、公知の条件に従って行えばよく、特に制限されない。
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における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、電縫鋼管を得る工程である。
造管工程は、公知の条件に従って行えばよく、特に制限されない。
また、造管工程は、必要に応じ、
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）、電縫鋼管の形状をサイザーによって調整すること；
等を含んでいてもよい。
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）、電縫鋼管の形状をサイザーによって調整すること；
等を含んでいてもよい。
製法Ａは、造管後、熱処理（シーム熱処理以外の熱処理）は実施しない。
仮に造管後に熱処理を行った場合には、最終的に得られる電縫鋼管において、管軸方法の引張試験を実施した場合に、実質的な降伏伸び（０．２％以上の降伏伸び）が観測される。
また、造管後に熱処理を行った場合には、硬度差が小さくなり、異方硬化特性による低ＹＲ化の効果が消失する。
仮に造管後に熱処理を行った場合には、最終的に得られる電縫鋼管において、管軸方法の引張試験を実施した場合に、実質的な降伏伸び（０．２％以上の降伏伸び）が観測される。
また、造管後に熱処理を行った場合には、硬度差が小さくなり、異方硬化特性による低ＹＲ化の効果が消失する。
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。
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、本開示の実施例を示すが、本開示はこれらの実施例には限定されない。
以下、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３１は、本開示の範囲内である実施例であり、Ｎｏ．３２〜Ｎｏ．５８は、本開示の範囲外である比較例である。
以下、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３１は、本開示の範囲内である実施例であり、Ｎｏ．３２〜Ｎｏ．５８は、本開示の範囲外である比較例である。
＜電縫鋼管の製造＞
前述の製法Ａに従い、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３１（実施例）の電縫鋼管をそれぞれ得た。
また、実施例の電縫鋼管における化学組成及び／又は製造条件を変更し、Ｎｏ．３２〜Ｎｏ．５８（比較例）の電縫鋼管をそれぞれ得た。
以下、詳細を示す。
前述の製法Ａに従い、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３１（実施例）の電縫鋼管をそれぞれ得た。
また、実施例の電縫鋼管における化学組成及び／又は製造条件を変更し、Ｎｏ．３２〜Ｎｏ．５８（比較例）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中、空欄は、該当する元素を含有しないことを意味する。
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、Ｎｏ．３１におけるＲＥＭは、Ｃｅである。
表１中、ＣＮｅｑは、前述の式（１）で表されるＣＮｅｑであり、Ｓｉ量に対するＭｎ量の比であり、ＬＲは、前述の式（２）で表されるＬＲである。
表１〜表２中の下線は、本開示の範囲外であるか、又は、製法Ａの条件の範囲外であることを示す。
表１中、空欄は、該当する元素を含有しないことを意味する。
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、Ｎｏ．３１におけるＲＥＭは、Ｃｅである。
表１中、ＣＮｅｑは、前述の式（１）で表されるＣＮｅｑであり、Ｓｉ量に対するＭｎ量の比であり、ＬＲは、前述の式（２）で表されるＬＲである。
表１〜表２中の下線は、本開示の範囲外であるか、又は、製法Ａの条件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、表２に示す熱間圧延条件（詳細には、仕上げ圧延開始温度、仕上げ圧延終了温度、及び圧下比）にて熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得た（熱延工程）。
ここで、圧下比は、仕上げ圧延における累積圧下比を意味する。
熱延工程で得られた熱延鋼板に対し、仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間（秒）を、表２の「冷却までの時間（ｓ）」欄に示すように調整し、表２に示す第１冷却速度にて第１冷却を開始した。
第１冷却は、６００℃〜７００℃の第１冷却終了温度となるまで行った。
第１冷却終了後、直ちに、表２に示す第２冷却速度にて第２冷却を、表２に示す巻取温度（ＣＴ；Coiling Temperature）となるまで施し、この巻取温度にて巻き取ることにより、板厚１７．５ｍｍの熱延鋼板からなるホットコイルを得た（第１冷却工程、第２冷却工程、及び巻取工程）。
第１冷却及び第２冷却は、いずれも水冷とし、第１冷却速度及び第２冷却速度は、いずれも冷却水の水流密度を調整することによって調整した。
以上の、熱延工程、第１冷却工程、第２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。
ここで、圧下比は、仕上げ圧延における累積圧下比を意味する。
熱延工程で得られた熱延鋼板に対し、仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間（秒）を、表２の「冷却までの時間（ｓ）」欄に示すように調整し、表２に示す第１冷却速度にて第１冷却を開始した。
第１冷却は、６００℃〜７００℃の第１冷却終了温度となるまで行った。
第１冷却終了後、直ちに、表２に示す第２冷却速度にて第２冷却を、表２に示す巻取温度（ＣＴ；Coiling Temperature）となるまで施し、この巻取温度にて巻き取ることにより、板厚１７．５ｍｍの熱延鋼板からなるホットコイルを得た（第１冷却工程、第２冷却工程、及び巻取工程）。
第１冷却及び第２冷却は、いずれも水冷とし、第１冷却速度及び第２冷却速度は、いずれも冷却水の水流密度を調整することによって調整した。
以上の、熱延工程、第１冷却工程、第２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。
次に、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、次いで電縫溶接部に対しシーム熱処理を施し、次いでサイザーを用いて形状を調整することにより、外径が４０６ｍｍであり肉厚が１７．５ｍｍであるアズロール電縫鋼管を得た（造管工程）。
＜測定及び確認＞
上記で得られた電縫鋼管について、以下の測定及び確認を行った。
上記で得られた電縫鋼管について、以下の測定及び確認を行った。
（フェライト分率の測定及び第二相種の確認）
前述した方法により、フェライト分率（即ち、金属組織全体に対する第一相の面積率）の測定、及び、第二相種（即ち、第二相の種類）の確認を行った。
結果を表２に示す。
前述した方法により、フェライト分率（即ち、金属組織全体に対する第一相の面積率）の測定、及び、第二相種（即ち、第二相の種類）の確認を行った。
結果を表２に示す。
表２において、第二相種欄の「Ｐ，Ｂ」との表記は、第二相が、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方を含み、マルテンサイトを実質的に含まない（即ち、第二相全体に対するマルテンサイトの面積率が１％未満である）ことを意味し、「Ｂ＋Ｍ」との表記は、ベイナイト及びマルテンサイトの混合組織（即ち、第二相全体に対するマルテンサイトの面積率が１％以上）であることを意味する。
（硬度差の測定）
前述した方法により、硬度差（即ち、第二相の硬度から第一相の硬度を差し引いた値）を測定した。
結果を表２に示す。
前述した方法により、硬度差（即ち、第二相の硬度から第一相の硬度を差し引いた値）を測定した。
結果を表２に示す。
（ＴＳ、ＹＳ、ＹＲ、及び降伏伸びの確認）
前述した方法により、ＴＳ、ＹＳ、ＹＲ、及び降伏伸びの確認を行った。
表２中の降伏伸び欄において、「Ｎ」は、降伏伸びが実質的に観測されなかったこと（即ち、降伏伸びが０．２％未満であったこと）を意味する。
結果を表２に示す。
前述した方法により、ＴＳ、ＹＳ、ＹＲ、及び降伏伸びの確認を行った。
表２中の降伏伸び欄において、「Ｎ」は、降伏伸びが実質的に観測されなかったこと（即ち、降伏伸びが０．２％未満であったこと）を意味する。
結果を表２に示す。
（母材部のｖＥ、電縫溶接部のｖＥ）
前述した方法により、母材部及び電縫溶接部のｖＥ（０℃でのシャルピー吸収エネルギー）の測定を行った。
結果を表２に示す。
前述した方法により、母材部及び電縫溶接部のｖＥ（０℃でのシャルピー吸収エネルギー）の測定を行った。
結果を表２に示す。
表１及び表２に示すように、各実施例（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３１）の電縫鋼管は、造管ままの電縫鋼管でありながら、３６０〜６００ＭＰａのＹＳ、４６５〜７６０ＭＰａのＴＳ、０．９０以下のＹＲを満足し、かつ、母材部及び電縫溶接部の靱性に優れていた。靱性について、詳細には、母材部のｖＥ及び電縫溶接部のｖＥがそれぞれ１００Ｊ以上であることを満足していた。
各実施例に対し、比較例の結果は以下のとおりであった。
Ｎｏ．３２は、Ｃ量及びＬＲが下限を下回ったため、加工硬化特性が低くなり、ＹＲが上昇した。
Ｎｏ．３３は、Ｃ量が上限を上回ったため、セメンタイトが大量に生成し、母材部及び電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．３４は、Ｍｎ量が下限を下回ったため、Ｓ起因の脆化が起こり、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．３５は、Ｍｎ量が上限を上回ったため、肉厚中央部のＭｎの偏析、及び、これに伴うＭｎＳや硬化相の生成のために、母材部の靱性が劣化した。更に、ＣＮｅｑが上限を上回ったため、ＹＳが上限を超過した。
Ｎｏ．３６は、Ｔｉ量が下限を下回ったため、結晶粒径が粗大になり、母材部及び電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．３７は、Ｔｉ量が上限を上回ったため、粗大なＴｉＮが生成し、母材部及び電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．３８は、Ｎｂ量及びＬＲが下限を下回ったため、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．３９は、Ｎｂ量が上限を上回ったため、粗大なＮｂ炭化物の生成により、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４０は、Ｓｉ量が下限を下回ったため、脱酸が不十分となり、フリー酸素起因の割れが発生し、母材部及び電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４１は、Ａｌ量が下限を下回ったため、フリー酸素起因の割れが発生し、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４２は、Ａｌ量が上限を上回ったため、電縫溶接部にＡｌ系酸化物が生成し、電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４３は、Ｐ量が上限を上回ったため、Ｐの粒界偏析により、母材部及び電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４４は、Ｓ量が上限を上回ったため、粗大な介在物が生成され、母材部及び電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４５は、Ｍｎ／Ｓｉが下限を下回ったため、溶接部にＭｎＳｉ系酸化物が生成し、電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４６は、ＬＲが下限を下回ったため、ＹＲが高くなった。
Ｎｏ．４７は、ＣＮｅｑが上限を上回ったため、ＹＳが上限を超過した。
Ｎｏ．４８は、ＣＮｅｑが下限を下回ったため、ＹＳ及びＴＳが不足した。
Ｎｏ．３２は、Ｃ量及びＬＲが下限を下回ったため、加工硬化特性が低くなり、ＹＲが上昇した。
Ｎｏ．３３は、Ｃ量が上限を上回ったため、セメンタイトが大量に生成し、母材部及び電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．３４は、Ｍｎ量が下限を下回ったため、Ｓ起因の脆化が起こり、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．３５は、Ｍｎ量が上限を上回ったため、肉厚中央部のＭｎの偏析、及び、これに伴うＭｎＳや硬化相の生成のために、母材部の靱性が劣化した。更に、ＣＮｅｑが上限を上回ったため、ＹＳが上限を超過した。
Ｎｏ．３６は、Ｔｉ量が下限を下回ったため、結晶粒径が粗大になり、母材部及び電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．３７は、Ｔｉ量が上限を上回ったため、粗大なＴｉＮが生成し、母材部及び電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．３８は、Ｎｂ量及びＬＲが下限を下回ったため、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．３９は、Ｎｂ量が上限を上回ったため、粗大なＮｂ炭化物の生成により、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４０は、Ｓｉ量が下限を下回ったため、脱酸が不十分となり、フリー酸素起因の割れが発生し、母材部及び電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４１は、Ａｌ量が下限を下回ったため、フリー酸素起因の割れが発生し、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４２は、Ａｌ量が上限を上回ったため、電縫溶接部にＡｌ系酸化物が生成し、電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４３は、Ｐ量が上限を上回ったため、Ｐの粒界偏析により、母材部及び電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４４は、Ｓ量が上限を上回ったため、粗大な介在物が生成され、母材部及び電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４５は、Ｍｎ／Ｓｉが下限を下回ったため、溶接部にＭｎＳｉ系酸化物が生成し、電縫溶接部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．４６は、ＬＲが下限を下回ったため、ＹＲが高くなった。
Ｎｏ．４７は、ＣＮｅｑが上限を上回ったため、ＹＳが上限を超過した。
Ｎｏ．４８は、ＣＮｅｑが下限を下回ったため、ＹＳ及びＴＳが不足した。
Ｎｏ．４９は、第１冷却速度が１０℃／ｓを下回ったことにより、フェライト分率が上限を上回り、その結果、第二相における炭素濃化が過剰となって硬度差が上限を上回った。このため、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．５０は、第１冷却速度が８０℃／ｓを上回ったことにより、フェライト分率が下限を下回り、その結果、第二相における炭素濃化が不足し、硬度差が下限を下回った。このため、ＹＲが上昇した。
Ｎｏ．５１は、第２冷却速度が５℃／ｓを下回ったため、第二相の硬度が不足し、硬度差が下限を下回った。その結果、ＹＲが上昇した。
Ｎｏ．５２は、第２冷却速度が３０℃／ｓを超過したため、第二相の硬度が高くなりすぎ、硬度差が上限を上回った。その結果、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．５３は、母材部の靱性が劣化した。このＮｏ．５３では、冷却開始までの時間が長かったために、結晶粒が粗大化し、その結果、母材部の靱性が劣化したと考えられる。
Ｎｏ．５４は、母材部の靱性が劣化した。このＮｏ．５４では、仕上げ圧延開始温度が高すぎたために、結晶粒が粗大化し、その結果、母材部の靱性が劣化したと考えられる。
Ｎｏ．５５は、母材部の靱性が劣化した。このＮｏ．５５では、仕上げ圧延終了温度が高すぎたために、結晶粒が粗大化し、その結果、母材部の靱性が劣化したと考えられる。
Ｎｏ．５６は、母材部の靱性が劣化した。このＮｏ．５６では、圧下比が低すぎたために、結晶粒が粗大化し、その結果、母材部の靱性が劣化したと考えられる。
Ｎｏ．５７は、巻取温度（ＣＴ）が低すぎたことにより、マルテンサイトが生成され、その結果、ＹＳ及びＴＳが上限を超過し、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．５８は、巻取温度（ＣＴ）が高すぎたことにより、フェライト分率が上限を上回り、その結果、第二相における炭素濃化が過剰となって硬度差が上限を上回った。このため、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．５０は、第１冷却速度が８０℃／ｓを上回ったことにより、フェライト分率が下限を下回り、その結果、第二相における炭素濃化が不足し、硬度差が下限を下回った。このため、ＹＲが上昇した。
Ｎｏ．５１は、第２冷却速度が５℃／ｓを下回ったため、第二相の硬度が不足し、硬度差が下限を下回った。その結果、ＹＲが上昇した。
Ｎｏ．５２は、第２冷却速度が３０℃／ｓを超過したため、第二相の硬度が高くなりすぎ、硬度差が上限を上回った。その結果、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．５３は、母材部の靱性が劣化した。このＮｏ．５３では、冷却開始までの時間が長かったために、結晶粒が粗大化し、その結果、母材部の靱性が劣化したと考えられる。
Ｎｏ．５４は、母材部の靱性が劣化した。このＮｏ．５４では、仕上げ圧延開始温度が高すぎたために、結晶粒が粗大化し、その結果、母材部の靱性が劣化したと考えられる。
Ｎｏ．５５は、母材部の靱性が劣化した。このＮｏ．５５では、仕上げ圧延終了温度が高すぎたために、結晶粒が粗大化し、その結果、母材部の靱性が劣化したと考えられる。
Ｎｏ．５６は、母材部の靱性が劣化した。このＮｏ．５６では、圧下比が低すぎたために、結晶粒が粗大化し、その結果、母材部の靱性が劣化したと考えられる。
Ｎｏ．５７は、巻取温度（ＣＴ）が低すぎたことにより、マルテンサイトが生成され、その結果、ＹＳ及びＴＳが上限を超過し、母材部の靱性が劣化した。
Ｎｏ．５８は、巻取温度（ＣＴ）が高すぎたことにより、フェライト分率が上限を上回り、その結果、第二相における炭素濃化が過剰となって硬度差が上限を上回った。このため、母材部の靱性が劣化した。
Claims (3)
- 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 ：０．０３％以上０．１０％未満、
Ｍｎ：０．３０〜１．００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１０〜０．５００％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｐ ：０〜０．０３０％、
Ｓ ：０〜０．０１０％、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．５０％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｖ ：０〜０．１０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）で示されるＣＮｅｑが０．１２〜０．２５であり、Ｓｉの含有量に対するＭｎの含有量の比が１．８以上であり、式（２）で示されるＬＲが０．２５以上であり、
前記母材部の金属組織は、フェライトからなる第一相の面積率が８０〜９８％であり、残部である第二相が、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方を含み、かつ、前記第二相全体に対するマルテンサイトの面積率が１％未満であり、前記第二相の硬度から前記第一相の硬度を差し引いた値が、５０〜１００Ｈｖであり、
管軸方向の降伏強度が３６０〜６００ＭＰａであり、
管軸方向の引張強度が４６５〜７６０ＭＰａであり、
管軸方向の降伏比が０．９０以下であり、
前記母材部及び前記電縫溶接部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーが、それぞれ１００Ｊ以上であり、
管軸方向の引張試験において、降伏伸びが０．２％未満であるラインパイプ用電縫鋼管。
ＣＮｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ＋Ｖ … 式（１）
ＬＲ＝（２．１Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ … 式（２）
〔式（１）及び式（２）中、各元素記号は、各元素の質量％を意味する。〕 - 前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０％超０．５０％以下、
Ｃｕ：０％超０．５０％以下、
Ｎｉ：０％超０．５０％以下、
Ｃｒ：０％超０．５０％以下、
Ｖ ：０％超０．１０％以下、
Ｃａ：０％超０．０１００％以下、及び、
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下からなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載のラインパイプ用電縫鋼管。 - 肉厚が１０〜２５．４ｍｍであり、外径が２５４．０〜６６０．４ｍｍである請求項１又は請求項２に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| PCT/JP2019/033068 WO2021038632A1 (ja) | 2019-08-23 | 2019-08-23 | ラインパイプ用電縫鋼管 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP6693610B1 JP6693610B1 (ja) | 2020-05-13 |
| JPWO2021038632A1 true JPWO2021038632A1 (ja) | 2021-09-27 |
Family
ID=70549769
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019568795A Active JP6693610B1 (ja) | 2019-08-23 | 2019-08-23 | ラインパイプ用電縫鋼管 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP3960891B1 (ja) |
| JP (1) | JP6693610B1 (ja) |
| KR (1) | KR102630980B1 (ja) |
| WO (1) | WO2021038632A1 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2022044271A1 (ja) * | 2020-08-28 | 2022-03-03 | 日本製鉄株式会社 | 電縫鋼管 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57133582A (en) | 1981-02-06 | 1982-08-18 | Fujitsu Ltd | Method for bubble transfer of magnetic bubble memory |
| JPS6260757U (ja) | 1985-10-05 | 1987-04-15 | ||
| JPH10176239A (ja) | 1996-10-17 | 1998-06-30 | Kobe Steel Ltd | 高強度低降伏比パイプ用熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP4466320B2 (ja) | 2004-10-27 | 2010-05-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ラインパイプ用低降伏比電縫鋼管の製造方法 |
| CA2832021C (en) | 2011-08-23 | 2014-11-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Thick wall electric resistance welded steel pipe and method of production of same |
| RU2653031C2 (ru) * | 2014-03-31 | 2018-05-04 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Сталь для высокодеформируемых труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и водородному охрупчиванию, способ их изготовления и сварная стальная труба |
| KR20180077259A (ko) * | 2016-03-22 | 2018-07-06 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 라인 파이프용 전봉 강관 |
| EP3428299B1 (en) * | 2016-07-06 | 2020-07-22 | Nippon Steel Corporation | Electroseamed steel pipe for line pipe |
| CN110546289A (zh) * | 2017-06-22 | 2019-12-06 | 日本制铁株式会社 | 管线管用轧态电阻焊钢管及热轧钢板 |
-
2019
- 2019-08-23 EP EP19942655.2A patent/EP3960891B1/en active Active
- 2019-08-23 JP JP2019568795A patent/JP6693610B1/ja active Active
- 2019-08-23 KR KR1020217038488A patent/KR102630980B1/ko active IP Right Grant
- 2019-08-23 WO PCT/JP2019/033068 patent/WO2021038632A1/ja unknown
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2021038632A1 (ja) | 2021-03-04 |
| EP3960891B1 (en) | 2024-04-24 |
| KR20220002484A (ko) | 2022-01-06 |
| JP6693610B1 (ja) | 2020-05-13 |
| EP3960891A4 (en) | 2022-07-27 |
| EP3960891A1 (en) | 2022-03-02 |
| KR102630980B1 (ko) | 2024-01-30 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP3042976B1 (en) | Steel sheet for thick-walled high-strength line pipe having exceptional corrosion resistance, crush resistance properties, and low-temperature ductility, and line pipe | |
| JP6288390B1 (ja) | ラインパイプ用アズロール電縫鋼管 | |
| JP5783229B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| RU2518830C1 (ru) | Горячекатаный стальной лист и способ его изготовления | |
| JP6260757B1 (ja) | ラインパイプ用アズロール電縫鋼管及び熱延鋼板 | |
| JP6213703B1 (ja) | ラインパイプ用電縫鋼管 | |
| JP5748032B1 (ja) | ラインパイプ用鋼板及びラインパイプ | |
| JP6587041B1 (ja) | ラインパイプ用電縫鋼管 | |
| JP5884201B2 (ja) | 引張強さ５４０ＭＰａ以上の高強度ラインパイプ用熱延鋼板 | |
| EP3428299B1 (en) | Electroseamed steel pipe for line pipe | |
| JP6179692B1 (ja) | アズロール型ｋ５５電縫油井管及び熱延鋼板 | |
| JP6575734B1 (ja) | ラインパイプ用電縫鋼管 | |
| JP6812893B2 (ja) | ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法 | |
| JP2020059887A (ja) | 油井用電縫鋼管およびその製造方法 | |
| JP6213702B1 (ja) | ラインパイプ用電縫鋼管 | |
| JP6693610B1 (ja) | ラインパイプ用電縫鋼管 | |
| JP7200588B2 (ja) | 油井用電縫鋼管およびその製造方法 | |
| WO2020075297A1 (ja) | トーションビーム用電縫鋼管 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20191212 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20191212 |
|
| A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20200120 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20200317 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20200330 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6693610 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |