JPWO2021106577A1 - 電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

電縫鋼管およびその製造方法を提供する。本発明の電縫鋼管は、溶接部の熱影響部の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相を主体とし、溶接部の熱影響部における肉厚中央部の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の面積率の合計が溶接部の熱影響部の肉厚中央部の組織全体に対して９０％以上であり、溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径は、溶接部の熱影響部における肉厚中央部のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径に対して０．５倍以上２倍以下である。

Description

本発明は、電縫鋼管およびその製造方法に関する。

電縫鋼管は、熱延鋼帯（あるいは熱延鋼板）をロール成形により冷間成形した後、鋼帯の幅方向の両端面を局所的に電気抵抗加熱（あるいは誘導加熱）により溶融させ、スクイズロールで加圧しながら上記両端面の溶接を行う。その溶接部は焼入れ組織であるため、上記溶接を行った後に、溶接部を熱処理することにより鋼組織の制御を行い、所望の強度や靱性などの溶接部の機械的特性（特性）を得る。溶接部の熱処理では、主に、溶接部の外面側からのインダクションヒーターによる誘導加熱と、水冷による強制冷却によって焼入れ及び焼き戻しを行う。

特にラインパイプ用途の電縫鋼管には、厚肉化への要求が増加している。厚肉の電縫鋼管は、溶接箇所を起点にした破壊を抑制するために、優れた靱性が求められる。そのため、溶接部の内面側に対して、上記した溶接部の熱処理による外面側からの熱伝導によって加熱及び冷却が行われる。しかし、加熱中の溶接部には肉厚方向に温度偏差が発生している。その結果、鋼管（電縫鋼管）の肉厚が増加すると、鋼管の外面と内面の温度偏差が大きくなるため、溶接部の内面の温度を目標温度まで達成することが困難になる。そこで、厚肉材に対して、設置数が限られたインダクションヒーターで溶接部の熱処理を行うときには、鋼管の外面に対する加熱温度を増加させることで、鋼管の内面への熱の移動量を増加させて、内面の温度を目標温度に達成する方法を取る。しかし、鋼管の外面が過加熱になり、これに起因して鋼組織の粗大化、靱性の悪化などの弊害が発生する。

以上のことから、溶接部における所望の特性を得るためには、溶接部の熱処理の際に鋼管の外面及び内面に対して適切な熱履歴で制御を行うことが必要である。この熱履歴の制御を行うものとして、例えば特許文献１〜特許文献３が挙げられる。

特許文献１には、溶接部をＡｃ３変態点以上、１０５０℃以下に加熱し、溶接部外面温度が８００℃から５００℃〜４００℃までを１０℃／ｓｅｃ以上かつフェライトが析出する範囲の冷却速度で冷却し、該溶接部外面温度が５００℃〜４００℃に到達した時点で冷却を強化して溶接部外面温度が２００℃以下になるまで冷却する方法が開示されている。

特許文献２には、溶接部を８００℃〜１０００℃に加熱後、Ａｒ３変態点以上から冷却速度２０℃／秒〜２００℃／秒でＡｒ１変態点以下まで急速冷却することで、電縫溶接部の組織中に残留オーステナイトを残存させる方法が開示されている。

特許文献３には、溶接部の肉厚方向の各位置における温度が８５０〜１１５０℃の範囲の温度となるように加熱する電縫部加熱処理と、ついで、電縫部肉厚方向の各位置で平均冷却速度が１０〜７０℃／ｓの範囲となるように５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する方法が開示されている。

特開平５−５１６４８号公報 特許第４１０５７９６号公報 特許第５７０８７２３号公報

しかしながら、特許文献１〜特許文献３の技術は、いずれの方法も、冷却速度および冷却停止温度を制御することにより、組織制御を行っている。また特許文献１〜特許文献３では、電縫溶接後の溶接部に、鋼管の外表面側から高周波加熱による片側の加熱を行っている。このとき、溶接部の内面温度が目標温度になるまで加熱を繰り返す。この加熱工程では、鋼管の外表面は高温状態を長時間保持されるため、熱影響部の粒成長が起こり、粗大粒となる。その結果、粗大粒になった熱影響部の外表面を起点に脆性破壊が発生しやすい課題がある。

また、上述のように、厚肉材で溶接部の内面を目標温度まで加熱することに対しては、インダクションヒーターを増設し、加熱回数を増加させることが必要である。しかし、インダクションヒーターの端子や電源盤の大きさが設備空間の問題になり、増設できない場合がある。その場合、溶接部の内面を目標温度まで加熱することを達成するためには、溶接部の靱性を損ねることに繋がっても、溶接部の外面の加熱温度が好適範囲を超過せざるを得ないという問題がある。

本発明は、上記の課題を鑑みてなされたものであって、厚肉の鋼管に対して所定の条件で溶接部の熱処理を行うことにより、溶接部の熱影響部の外面における優れた靭性を有する電縫鋼管およびその製造方法の提供を目的とする。

ここで、本発明の「優れた靭性」とは、後述する実施例に記載の方法で測定した、脆性破壊が発生しやすい溶接部の熱影響部における外面近傍のシャルピー衝撃試験において、０℃での吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを指す。また、本発明の「厚肉」とは、鋼管の肉厚が１２ｍｍ以上、２５ｍｍ以下であることを指す。外面、内面とは、それぞれ鋼管の外表面、内表面のことを意味している。

本発明者らは、溶接部の熱影響部における上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。具体的には、溶接部の熱処理において溶接部内面側への熱の移動量を増加させるために、溶接部外面の加熱温度が所定の温度範囲を超過した場合でも、粗大組織の生成を抑制することが重要であり、そのための方法について検討した。その結果、以下のことを知見した。

溶接部の外面の過加熱によって発生した粗大組織（粗大な鋼組織）は、一度、冷却によって、オーステナイト相からベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相に変態させる。その後、再加熱によって、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相からオーステナイト相に変態する。この際に生じる鋼組織の微細化により、溶接部の熱影響部の外面の表層部における粗大組織を抑制できることに想到した。

また、上記冷却を、粗大組織が発生している溶接部の熱影響部の外面の表層部に限定するように、溶接部の外面の冷却停止温度を制御する。これにより、溶接部の内面側への熱伝導による冷却の影響が小さくできると思い至った。

さらに、溶接部の外面側からの熱伝導によって加熱される溶接部の内面の温度を効率的に増加させるためには、外面と内面の温度差が大きいことが必要である。そのため、複数段のインダクションヒーターを有する溶接部熱処理工程において、加熱工程を複数回に分ける。すなわち、溶接部熱処理工程の前段では、溶接部の外面に対して高温加熱を行うことが有効であり、その後、溶接部熱処理工程の後段では、溶接部の外面に対してＡｃ_３変態点以上、例えば９００℃以上かつ鋼組織の粗大化が発生しない温度の領域で加熱を行うことが有効である。この溶接部熱処理によって、熱影響部の外面の粗大組織を抑制した溶接部を得ることができると思い至った。さらに、後段の加熱の際に、溶接部の内面温度が目標温度に到達するように加熱制御を行うことで、より一層外面の粗大組織を抑制できる
ことが分かった。

本発明は上記知見に基づくものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］ 溶接部の熱影響部の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相を主体とし、
前記溶接部の熱影響部における肉厚中央部の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の面積率の合計が溶接部の熱影響部の肉厚中央部の組織全体に対して９０％以上であり、
前記溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
前記溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径は、前記溶接部の熱影響部における肉厚中央部のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径に対して０．５倍以上２倍以下である、電縫鋼管。
［２］ 前記溶接部の外面から肉厚方向に１ｍｍ位置から、前記溶接部の外面から肉厚方向に１１ｍｍ位置までの領域における、０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１００Ｊ以上である、上記［１］に記載の電縫鋼管。
［３］ 母材部は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％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、上記［１］または［２］に記載の電縫鋼管。
［４］ 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、上記［３］に記載の電縫鋼管。
［５］ 鋼素材を成形加工して電縫溶接し、
次いで、溶接部の外面を１０００℃以上１４００℃以下の温度に加熱したのち、
前記溶接部の外面を、平均冷却速度：２０℃／ｓｅｃ以上２００℃／ｓｅｃ以下で、Ａｃ_１変態点以下まで冷却し、
その後、前記溶接部の外面を９００℃以上１１２０℃以下の温度に再加熱する、電縫鋼管の製造方法。
［６］ 前記再加熱では、前記溶接部の内面をＡｃ_３変態点以上の温度となるように加熱する、上記［５］に記載の電縫鋼管の製造方法。
［７］ 前記再加熱の後、前記溶接部の外面を平均冷却速度：２０℃／ｓｅｃ以上７０℃／ｓｅｃ以下、冷却停止温度：３００℃以上５５０℃以下の条件で焼入れする、上記［５］または［６］に記載の電縫鋼管の製造方法。

本発明によれば、鋼管の溶接部の熱影響部の外面の表層部における組織の粗大化を抑制することによって、溶接部の靱性に優れた電縫鋼管およびその製造方法を提供することができる。

図１は、本発明の一実施形態における造管工程を説明する図である。 図２は、本発明の一実施形態における溶接部熱処理工程を説明する図である。

以下に、本発明について詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

まず、本発明の電縫鋼管について説明する。

本発明の電縫鋼管は、後述するように、コイルに巻き取られた鋼帯（熱延鋼板を含む）を素材とし、この素材を複数のロールで中間成形して略円筒形状のオープン管とした後、電縫溶接する造管工程を行い、次いで電縫溶接部に溶接部熱処理を行うことによって製造される。本発明の電縫鋼管は、母材部と管軸方向に溶接部（電縫溶接部）を有する。本発明において、「溶接部」とは後述する造管工程でオープン管の相対する端面が圧接された領域の溶接金属、すなわちボンド部と溶接熱影響部を指す。「母材部」とは上記溶接部以外の領域を指す。

ここでは、母材部の成分組成、溶接部の鋼組織の順に説明する。

本発明の電縫鋼管における母材部の成分組成について説明する。なお、成分組成の含有量を表す「％」は「質量％」を意味するものとする。

母材部は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。

Ｃ：０．０２〜０．１０％
Ｃは、鋼管（電縫鋼管）の強度増加に大きく寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０２％以上のＣを含有することが好ましい。一方、Ｃが０．１０％を超える含有は、パーライト、マルテンサイト等の硬質相の生成を促進するため、靭性の低下を招くおそれがある。また、Ｃは０．１０％を超えて多量に含有すると、ベイナイト相の強度（硬さ）を過剰に上昇させ、靭性を低下させるおそれがある。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．１０％とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０３％以上とする。より好ましくは０．０８％以下とする。さらに好ましくは０．０４％以上とする。さらに好ましくは０．０７％以下とする。

Ｓｉ：０．０５〜０．３０％
Ｓｉは、鋼中に固溶して鋼管の強度上昇に寄与するとともに、熱間圧延時のスケールオフ量の低下に寄与する元素である。このような効果を確保するためには、０．０５％以上のＳｉを含有することが好ましい。なお、Ｓｉは、Ｍｎ酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。しかし、Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、共晶酸化物中のＭｎ濃度が相対的に高くなる。これにより共晶酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物が溶接部に残存しやすくなり、溶接部の靭性を低下させる。一方、Ｓｉは０．３０％を超えて含有すると、赤スケールの形成が著しくなり鋼管および鋼管素材である鋼板の外観性状を悪化させるとともに、熱間圧延時の冷却ムラを生じさせ、鋼管および鋼管素材である鋼板の材質の均一性を低下させるおそれがある。また、Ｓｉは０．３０％を超えて含有すると、共晶酸化物中のＳｉ濃度が相対的に高くなる。これにより共晶酸化物の融点が溶鋼温度を超えるとともに、酸化物量が増加し、酸化物が溶接部に残存しやすくなり、溶接部の靭性を低下させるおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．３０％とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．１０％以上とする。より好ましくは０．２５％以下とする。さらに好ましくは０．１２％以上とする。さらに好ましくは０．２４％以下とする。

Ｍｎ：０．８０〜２．００％
Ｍｎは、鋼中に固溶し固溶強化により鋼管の強度増加に寄与する。これとともに、焼入れ性向上を介して変態強化により鋼管の強度増加、さらには靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．８０％以上のＭｎを含有することが好ましい。Ｍｎは、Ｓｉ酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。しかし、Ｍｎ含有量が０．８０％未満では、共晶酸化物中のＳｉ濃度が相対的に高くなる。これにより、酸化物の融点が溶鋼温度を超えるため酸化物が溶接部に残存しやすくなり、溶接部の靭性低下を招くおそれがある。一方、Ｍｎが２．００％を超えて多量に含有されると、共晶酸化物中のＭｎ濃度が相対的に高くなり共晶酸化物の融点が溶鋼温度を超える。これとともに、酸化物量が増加し、酸化物が溶接部に残存しやすくなり、溶接部の靭性を低下させるおそれがある。また、Ｍｎが２．００％を超えて多量に含有されると、過度に焼入れ性が向上し、マルテンサイト相が形成されやすくなり、靭性が低下するおそれがある。したがって、Ｍｎ含有量は０．８０〜２．００％とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．９０％以上とする。より好ましくは１．８０％以下とする。さらに好ましくは０．９２％以上とし、さらに一層好ましくは０．９５％以上とする。さらに好ましくは１．７８％以下とする。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、粒界に偏析する傾向が強く、これにより靭性を低下させる。このため、できるだけ低減することが好ましいが、０．０３０％までは許容できる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２５％以下とし、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。なお、Ｐの過剰な低減は精錬時間の長時間化を招き、製造コストの上昇を招くため、０．００２％以上とすることが好ましい。

Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、鋼中ではＭｎＳを形成し、靭性を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減することが好ましいが、０．００５０％までは許容できる。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００４０％以下とし、さらに好ましくは０．００３％以下とする。なお、Ｓの過剰な低減は精錬時間の長時間化を招き、製造コストの上昇を招くため、０．００２％以上とすることが望ましい。

Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％
Ｎｂは、鋼板製造時（鋼管素材である鋼板の製造時）の熱間圧延中にＮｂ炭窒化物として微細に析出し、鋼管素材（鋼素材）である鋼板の強度増加に寄与する元素である。また、電縫鋼管の溶接部の熱処理時にオーステナイト粒の粒成長を抑制し、溶接部の組織微細化に寄与する。このような効果を確保するためには、０．０１０％以上のＮｂを含有することが好ましい。一方、Ｎｂは０．１００％を超えて多量に含有すると、Ｎｂ炭窒化物の析出量が増大し、鋼管素材である鋼板の靭性、鋼管の母材部靭性、および鋼管の溶接部靭性を低下させるおそれがある。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０〜０．１００％とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０２０％以上とする。より好ましくは０．０８０％以下とする。さらに好ましくは０．０２２％以上とし、さらに一層好ましくは０．０３０％以上とする。さらに好ましくは０．０７８％以下とする。

Ｔｉ：０．００１〜０．０２５％
Ｔｉは、Ｎと結合しＴｉＮを形成して、Ｎの悪影響を防止する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．００１％以上のＴｉを含有することが好ましい。一方、Ｔｉが０．０２５％を超える多量の含有は、鉄の劈開面に沿って析出するＴｉ炭窒化物量が増加し、鋼管素材である鋼板の靭性、鋼管の母材部靭性、および鋼管の溶接部靭性を低下させるおそれがある。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１〜０．０２５％とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．００５％以上とする。より好ましくは０．０１５％以下とする。さらに好ましくは０．００７％以上とする。さらに好ましくは０．０１２％以下とする。

Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を確保するためには、０．０１％以上のＡｌを含有することが好ましい。一方、Ａｌが０．０８％を超える含有は、Ａｌ酸化物の生成が著しくなる。特に溶接部でＡｌ酸化物が残存しやすく、溶接部靭性を低下させるおそれがある。したがって、Ａｌ含有量は０．０１〜０．０８％とすることが好ましい。なお、より好ましくは０．０２％以上とする。より好ましくは０．０７％以下とする。さらに好ましくは０．０３０％以上とする。さらに好ましくは０．０５０％以下とする。

残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ(酸素）：０．００３０％以下、Ｎ：０．００５０％以下が許容できる。

以上の成分が基本の成分組成である。上記した必須元素で、本発明の電縫鋼管は目的とする特性を得られる。本発明では、強度や靭性の更なる向上を目的として、上記の基本成分に加えて、必要に応じて以下の選択元素を含有することができる。

Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。

Ｃｕは、焼入れ性向上を介して、強度を増加させ、靭性を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上のＣｕを含有することが望ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃｕは０．５０％を超えて含有しても、上記した効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。したがって、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．５０％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．３５％以下とする。

Ｎｉは、Ｃｕと同様に、焼入れ性の向上を介して、強度を増加させ、靭性を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上のＮｉを含有することが望ましい。より好ましくは０．０８％以上とする。一方、Ｎｉは０．５０％を超えて含有すると、鋳片（スラブ）加熱時にＦｅの粒界酸化が激しくなり、表面欠陥の発生を助長する。したがって、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は０．５０％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．３５％以下である。

Ｃｒは、Ｃｕ、Ｎｉと同様に、焼入れ性の向上を介して、強度を増加させ、靭性を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上のＣｒを含有することが望ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃｒは０．５０％を超えて含有すると、溶接部でＣｒ酸化物を形成し、溶接部の靭性を著しく低下させる。したがって、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は０．５０％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．３０％以下である。

Ｍｏは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒと同様に、焼入れ性の向上を介して、強度、靭性を著しく向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上のＭｏを含有することが望ましい。より好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｍｏは０．５０％を超えて含有すると、溶接部の熱処理時に溶接部に上記の硬質第二相が生成されやすくなり、溶接部の靭性を低下させる。したがって、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．５０％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．２５％以下である。

Ｖ：０．１０％以下
Ｖは、鋼中に固溶する固溶強化により、また炭化物として析出する析出強化により、鋼管および鋼管素材である鋼板の強度増加に寄与する元素である。このような効果を確保するためには、０．００５％以上のＶを含有することが望ましい。より好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｖは０．１０％を超えて含有しても、効果が飽和し、経済的に不利となる。したがって、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．１０％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．０８５％以下とする。

Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、ＭｎＳ等の硫化物の形態制御に有効に寄与する元素である。一方、Ｃａは０．００５０％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。これとともに、Ｃａ酸化物量が多くなり、特に溶接部の靭性を低下させる。したがって、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．００５０％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．００３５％以下とする。さらに好ましくは０．００３０％以下とする。より好ましくは０．００１０％以上とする。

次に、本発明の電縫鋼管における溶接部の鋼組織について説明する。

本発明の電縫鋼管は、溶接部の熱影響部における肉厚中央部の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相を主体とし、溶接部の熱影響部における肉厚中央部の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の面積率の合計が溶接部の熱影響部の肉厚中央部の組織全体に対して９０％以上であり、溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径は、溶接部の熱影響部における肉厚中央部のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径に対して０．５倍以上２倍以下である。

なお、溶接部は、ボンド部とその周辺の熱影響部とを有する。上述のように、本発明では熱影響部における優れた靭性を得ることを目的としている。そのため、熱影響部におけるボンド部を中心に周方向に２ｍｍおよび４ｍｍ離れた位置の鋼組織を規定する。

溶接部の熱影響部の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相を主体とする。ここで、上記した「ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相」とは、ベイニティックフェライト相およびベイナイト相から選択された１種または２種を指す。ベイニティックフェライト相とベイナイト相の２種が含まれる場合は、２種が各条件を満たすか、あるいはいずれか１種が各条件を満たしていれば、以降に説明する効果が得られる。

本発明では、溶接部の熱影響部の肉厚中央部の組織全体に対する面積率で９０％以上の場合を主体という。上記した鋼組織（ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相）の面積率の合計が９０％未満の場合、マルテンサイト、パーライトなどの硬質相の面積率が増加し、本発明で目的とする溶接部の靱性が得られなくなる。

熱影響部の肉厚中央部の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の面積率の合計が熱影響部の肉厚中央部の組織全体に対して９０％以上とする。９０％未満では、本発明で目的とする靱性が得られない。したがって、上記した熱影響部の肉厚中央部の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の面積率の合計で９０％以上とする。好ましくは９３％以上とする。より好ましくは９５％以上とする。
このベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の面積率の合計の上限は、１００％以下が好ましく、９７％以下がより好ましい。

本発明では、熱影響部の肉厚中央部の鋼組織は、上記した主体以外の組織（以下、「残部組織」と称する場合もある。）として、マルテンサイト相、パーライト相、その他の組織（セメンタイトなど）が挙げられる。残部組織の含有は、上記した本発明の鋼組織の条件を満たす限り許容できる。しかし、これらの組織は硬質相であるため、残部組織の含有率が増加すると靱性が著しく悪化する観点から、残部組織は、各組織の面積率の合計で１０％以下が好ましい。より好ましくは３％以下、さらに好ましくは１％未満とする。

なお、本発明では、熱影響部の鋼組織の面積率、熱影響部の肉厚中央部の鋼組織は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。

溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径が２０μｍ以下である。

溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置（以下、溶接部の外面部と称する場合もある。）のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径が、２０μｍ超えであれば、本発明で目的とする溶接部の熱影響部における外面の靱性が得られない。好ましくは１６μｍ以下とする。より好ましくは１４μｍ以下とする。熱影響部における肉厚中央部近傍の組織との粒径差を小さくすることの観点から、好ましくは４μｍ以上とする。より好ましくは６μｍ以上とする。

溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径は、溶接部の熱影響部における肉厚中央部のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径に対して０．５倍以上２倍以下である。

溶接部の全体の特性は、溶接部の肉厚方向の各位置における特性の平均値とほぼ同等である。そのため、溶接部の熱影響部における肉厚中央部のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径と、溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径とを比較する。すなわち、熱影響部において、（外面から肉厚方向に１ｍｍ位置のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径）／（肉厚中央部のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径）の値が、０．５未満の場合、後述する溶接部熱処理の後段工程のインダクションヒーターによる外面加熱が加熱不足の状態である。その結果、本発明で目的とする溶接部の強度や靱性などの特性が得られない。一方、（外面から肉厚方向に１ｍｍ位置のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径）／（肉厚中央部のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径）の値が、２超の場合、溶接部の外面と肉厚中央部の粒径差が大きくなり、粗粒部を起点にした脆性破壊が発生する。

したがって、溶接部の外面、特に、溶接部の熱影響部の外面から肉厚方向に１ｍｍ位置の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径が２０μｍ以下とし、かつ、溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径は、溶接部の熱影響部における肉厚中央部のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径に対して０．５倍以上２倍以下とする。好ましくは０．８倍以上１．８倍以下である。

本発明では、後述する溶接部熱処理によって、鋼管の外面の鋼組織の粗大化を抑制した溶接部が得られる。すなわち、溶接部の熱影響部の外面から肉厚方向に１ｍｍ位置における上記した鋼組織の平均結晶粒径を２０μｍ以下に制御すること、かつ、粒径比を０．５〜２に制御することで、溶接部の肉厚方向各位置における靱性とほぼ同等の特性が得られる。このような溶接部の組織制御は、後述するインダクションヒーターを用いた熱処理の加熱温度、冷却速度、冷却停止温度、再加熱温度によって制御可能である。

このようにして得られる本発明の溶接部は、溶接部の熱影響部の外面の粗大組織を抑制しているため、従来の溶接部の熱影響部の外面に粗大組織を有する溶接部と比較して優れた靱性を有する。本発明では、溶接部の靱性について、脆性破壊が発生しやすい外面近傍のシャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることが望ましい。より好ましくは２００Ｊ以上である。ここで、「外面近傍」とは、溶接部の熱影響部における、外面から肉厚方向に１ｍｍ位置〜溶接部の外面から肉厚方向に１１ｍｍ位置で、ボンド部を中心に周方向に２ｍｍおよび４ｍｍ離れた位置の領域を指す。

なお、本発明では、上記した平均結晶粒径は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。

本発明の電縫鋼管は、ラインパイプに好適に用いることができる。
ラインパイプに適用する場合には、鋼素材は、１２〜２５ｍｍの厚肉の鋼素材であることが好ましい。また、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度ｖＴｒｓが−４５℃以下である高靭性を備えることが好ましい。そのため、例えば、本発明の電縫鋼管の母材部の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相を面積率の合計で９５％以上とすることが好ましい。ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相が９５％未満の場合、上記した硬質相のマルテンサイトの面積率が増加するため、靱性が劣化する恐れがある。

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、鋼素材（熱延鋼帯、熱延鋼板）を成形加工して電縫溶接する造管工程を行った後、得られた鋼管の溶接部に溶接部熱処理を行うことで得られる。
例えば、鋼素材を成形加工して電縫溶接し、次いで、溶接部の外面を１０００℃以上１４００℃以下の温度に加熱し、その後、溶接部を、平均冷却速度：２０℃／ｓｅｃ以上２００℃／ｓｅｃ以下、冷却停止温度：溶接部の外面の温度：Ａｃ_１変態点以下の温度まで冷却し、その後、溶接部の外面を９００℃以上１１２０℃以下の温度に再加熱する溶接部熱処理を行うことができる。

以下、詳細に説明する。なお、以下の製造方法の説明では、温度に関する「℃」表示は、特に断らない限り、スラブ、鋼板および溶接部の表面温度とする。これらの表面温度は、例えば放射温度計等で測定することができる。また、スラブ、鋼板および溶接部の肉厚中心位置（肉厚の１／２位置）の温度は、例えば、鋼板の肉厚中心に熱電対を付けて測定することや、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。

本発明において、鋼素材の製造方法は特に限定されない。例えば、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等の公知の鋳造方法により、所定の寸法のスラブ等の鋳片に鋳造する。次いで、スラブを所定の条件で加熱し、熱間圧延し、冷却することで鋼素材（熱延鋼板、熱延鋼帯）を得ることが好ましい。

上記した本発明の鋼組織を得るためには、例えば、スラブを１１００〜１２８０℃の温度に加熱し、次いで、粗圧延と、Ａｒ_３変態点以上９３０℃以下の未再結晶温度域での累積圧下率が２０％以上となる仕上圧延とからなる熱間圧延を行い、前記仕上圧延終了後、直ちに、肉厚中心位置で平均冷却速度が１０〜１００℃／ｓの範囲となるように６５０℃以下の冷却停止温度まで冷却して得られた鋼素材を用いることが好ましい。なお、冷却後、さらに３００℃〜６５０℃の条件で巻取り、徐冷を行ってもよい。

造管工程では、鋼素材を成形加工し、電縫溶接する。図１には、本発明における鋼管の造管工程の一例を示す。図１に示す例では、鋼素材として熱延鋼帯を用いる。

図１に示すように、コイルに巻き取られた鋼帯（熱延鋼帯）５を払い出してレベラー６によって矯正し、複数のロールからなるケージロール群７を用いて冷間で中間成形して略円形断面のオープン管とした後、複数のロールからなるフィンパスロール群８で仕上げ成形する。仕上げ成形の後は、スクイズロール９でオープン管の相対する端面を圧接しながら鋼帯５の周方向突合せ部を溶接機１０で融点以上に加熱し電気抵抗溶接する電縫溶接を行い、鋼管（電縫鋼管）１とする。電縫溶接（溶接）は、電気抵抗溶接に限らず、高周波誘導加熱溶接を適用してもよい。なお、本発明の造管工程に用いる鋼管１の製造設備は、図１に示す製造設備に限定されない。

溶接後の鋼管１は、直ちに熱処理設備へ送り出される。

図２には、本発明における鋼管の溶接部に熱処理（溶接部熱処理）を行う熱処理設備の一例を示す。図２に示すように、熱処理設備は、鋼管１の溶接部の外面に対向するように設置された加熱装置（例えばインダクションヒーターである。図２に示す例では、造管工程の出側から順に、第１のインダクションヒーター１２ａ、第２のインダクションヒーター１２ｂとする。）と、水冷却装置（図２に示す例では、第１の水冷却装置１３、第２の水冷却装置１４とする。）を有する。鋼管１は、図２に示した矢印Ｆの進行方向に進む。

インダクションヒーターによる加熱では、ヒーターの周波数を１００Ｈｚ〜１０００Ｈｚの範囲から選択し、溶接部の加熱を行う。周波数は、電縫鋼管の特性に応じて、適宜選択すればよい。周波数が高ければ加熱効率の高い誘導加熱は可能であるが、電流の浸透深さは小さくなるため溶接部の外面に加熱が集中する。このため、複数のインダクションヒーターを用い、それらの端子を鋼管の長手方向に配列し、かつ端子間（すなわち隣り合うインダクションヒーター間）には空走距離を設ける。これにより、加熱された溶接部の外面の熱を熱伝導により周囲へ拡散させながら、溶接部の外面の過加熱を抑制する。上記した空走距離は、加熱された領域の熱が十分に拡散し、これにより特に溶接部内面の温度が増加する作用を得られれば良い。そのため、上記した空走距離は、数百ｍｍ〜数千ｍｍ程度の範囲で設定することが好ましい。この端子間の少なくとも１か所に水冷却用のノズルヘッダー群を有する水冷却装置を設ける。本発明の溶接部熱処理は、この水冷却装置を基準とし、この基準に対して上流にあるインダクションヒーターによる加熱を前段工程（加熱工程）、下流にあるインダクションヒーターによる再加熱を後段工程（再加熱工程）に分ける。

なお、図２に示す例では、２つのインダクションヒーター（第１のインダクションヒーター１２ａ、第２のインダクションヒーター１２ｂ）を用い、これらの端子間に第１の水冷却装置１３を設け、第２のインダクションヒーター１２ｂの出側に第２の水冷却装置１４を設ける。第１のインダクションヒーター１２ａによる加熱が前段工程であり、第１の水冷却装置１３による加熱途中での冷却が冷却工程であり、第２のインダクションヒーター１２ｂによる加熱（再加熱）と第２の水冷却装置１４による冷却（焼入れ）が後段工程となる。

溶接部熱処理の工程では、図２に示す熱処理設備を用いて、鋼管１の溶接部に対して加熱、冷却、焼入れをこの順に行う。

以下には、溶接部熱処理の条件の限定理由について説明する。

＜加熱＞
溶接部の加熱温度：溶接部の外面の温度で１０００℃以上１４００℃以下
鋼管の溶接部を、溶接部の外面側に設置しているインダクションヒーターで加熱する場合、溶接部の外面側と内面側で温度差が生じることは避けられない。特に、溶接部の内面の温度をＡｃ_３変態点まで加熱する場合には、溶接部の外面の温度を１０００℃以上に加熱する必要がある。また、前段工程より下流の熱処理で粗大組織を微細化することが可能であるため、前段工程のインダクションヒーター（図２に示す例では第１のインダクションヒーター１２ａ）では、より高温での加熱が許容される。しかし、１４００℃を超えると、加熱領域が一部溶融し始め、下流の工程の熱処理後も微細なベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相を主体とした組織が得られない。その結果、溶接部の靱性が悪化する。したがって、前段工程での加熱温度は、溶接部の外面の温度で１０００℃以上１４００℃以下である。好ましくは１０５０℃以上であり、好ましくは１３５０℃以下である。なお、ここでの「加熱温度」とは、溶接部の外面の温度が最高となる最高加熱温度を指す。

前段工程での加熱回数は、溶接部の外面温度を効率的に１０００℃以上に加熱することの観点から、２〜４回とすることが好ましい。なお、加熱を複数回行う場合には、例えば１回の加熱時に加熱される外面側の熱量が内面側へ十分熱が伝導されるように、加熱後の空走間距離を設け、次の加熱を行う。

溶接部の冷却：平均冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上２００℃／ｓｅｃ以下、冷却停止温度は溶接部の外面の温度でＡｃ_１変態点以下
前段工程で加熱された溶接部に対して、前段工程の終了後、直ちに、第１の水冷却装置１３によって溶接部の外面から冷却する。冷却停止温度が、溶接部の外面の温度でＡｃ_１変態点超の場合、オーステナイト相からベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相への変態が発生しない。その結果、後段工程におけるインダクションヒーターでの加熱（再加熱）後に、溶接部の鋼組織が微細化されない。一方、冷却停止温度が低ければ、後段工程におけるインダクションヒーターでの加熱後に、溶接部の内面の温度がＡｃ_３変態点以上にならない結果、上記した溶接部の鋼組織を得られない恐れがある。このため、冷却停止温度は、溶接部の外面の温度で４００℃以上とすることが好ましい。したがって、冷却工程における溶接部の外面の冷却停止温度はＡｃ_１変態点以下である。好ましくは７００℃以下であり、より好ましくは６５０℃以下である。好ましくは４００℃以上であり、より好ましくは５００℃以上であり、さらに好ましくは５５０℃以上である。

冷却工程における溶接部の外面の平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満の場合、熱伝導による溶接部の内面の平均冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満となり、冷却後の溶接部の鋼組織がフェライト−パーライト相になる。その結果、溶接部の強度や靱性が本発明で目的とする特性を得られない。一方、上記の平均冷却速度が２００℃／ｓｅｃ超の場合、急激な冷却となるため、冷却が安定しない。その結果、溶接部は長手方向における均一な特性を得られない。したがって、冷却工程における溶接部の外面の平均冷却速度は、２０℃／ｓｅｃ以上２００℃／ｓｅｃ以下である。好ましくは５０℃／ｓｅｃ以上であり、好ましくは１００℃／ｓｅｃ以下である。

溶接部の加熱温度（再加熱温度）：溶接部の外面で９００℃以上１１２０℃以下
冷却工程後の後段工程では、溶接部の外面をインダクションヒーターで加熱（再加熱）しながら、溶接部の内面の温度を増加させる。このとき、溶接部の外面の加熱温度が９００℃未満の場合、溶接部の内表面への熱の移動が不十分となり、溶接部の内面の温度が目標温度まで増加しない。本発明で目的とする特性を得る観点からは、上記した内面の目標温度は、９２０〜１０５０℃の温度とすることが好ましい。一方、上記した加熱温度が１１２０℃超の場合、溶接部の外面の鋼組織が粗大になり、本発明で目的とする溶接部の靱性が得られない。したがって、後段工程における加熱温度は、溶接部の外面の温度で９００℃以上１１２０℃以下である。ここでの「加熱温度（再加熱温度）」とは、溶接部の外面の温度が最高となる最高加熱温度を指す。

なお、このとき、溶接部の内面の到達加熱温度をＡｃ_３変態点以上にすることで、溶接による焼入れ組織から微細組織になり、より一層靱性や強度を向上させることができる。したがって、後段工程における加熱温度は、溶接部の内面の温度でＡｃ_３変態点以上にすることが好ましい。好ましくは１０００℃以下とする。

後段工程での加熱回数は、溶接部の内面を効率的にＡｃ_３変態点以上に再加熱する観点から、２〜５回とすることが好ましい。なお、再加熱を複数回行う場合には、例えば１回の加熱時に加熱される外面側の熱量が内面側へ十分熱が伝導されるように、加熱後の空走間距離を設け、次の加熱を行う。

上記した加熱（再加熱）を行った後、溶接部に対して焼入れ処理を行う。焼入れ処理は、溶接部の外面の平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ以上、７０℃／ｓｅｃ以下、冷却停止温度が３００℃以上、５５０℃以下の条件で行う。

冷却工程における溶接部の外面の平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満の場合、熱伝導による溶接部の内面の平均冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満となり、冷却後の溶接部の鋼組織がフェライト−パーライト相になる。その結果、溶接部の強度や靱性が本発明で目的とする特性を得られない。一方、上記の平均冷却速度が７０℃／ｓｅｃ超の場合、急激な冷却となるため、マルテンサイト相が発生し、所望の靱性を得られない。したがって、冷却工程における溶接部の外面の平均冷却速度は、２０℃／ｓｅｃ以上７０℃／ｓｅｃ以下である。好ましくは３０℃／ｓｅｃ以上であり、好ましくは５０℃／ｓｅｃ以下である。また、冷却停止温度が３００℃未満の場合、マルテンサイト相が発生するため所望の靱性を得られない。５５０℃超の場合、炭窒化物等の析出粒子が粗大化し、熱処理部を含む溶接部の強度が低下し所望の引張強度が得られない。したがって、冷却工程における溶接部の外面の冷却停止温度が３００℃以上、５５０℃以下の条件で行う。好ましくは３５０℃以上、４５０℃以下である。

上記した溶接部熱処理によって、溶接部の鋼組織は上記したベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相を主体となる。また、上記した溶接部熱処理によって、溶接部の外面の表層部の鋼組織の粗大化を抑制した溶接部が得られる。このような溶接部の鋼組織の制御は、上記したインダクションヒーターを用いた溶接部熱処理の加熱温度、平均却速度、冷却停止温度、再加熱温度によって制御可能である。

以上説明したように、本発明によれば、溶接部の熱影響部において、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相を主体の鋼組織とし、溶接部の外面の表層部の粗大組織を抑制することによって、溶接部の外面の靱性を向上させる。これにより、溶接部全体の靱性を向上した電縫鋼管が得られる。

また、本発明では、溶接部内面の熱移動量を増加させるために、溶接部の外面を高温に加熱する。この後段工程の熱処理により、溶接部の外面の粗大組織を抑制することができるため、溶接部内面を目標温度まで加熱可能となり、溶接部の品質を確保できる。

以下、実施例に基づき、本発明についてさらに説明する。

鋼素材として、表１に示す成分組成を有する熱延鋼板を用いる。熱延鋼板は、図1に示すケージロール群７およびフィンパスロール群８によりオープン管に連続成形し、次いでオープン管の相対する端面を高周波抵抗加熱で融点以上に加熱し、スクイズロール９で圧接し、鋼管１を得た。

得られた鋼管１の溶接部に対して、表２に示す条件で溶接部熱処理を施し、電縫鋼管を製造した。本実施例では、図１に示す電縫鋼管製造設備の出側にインラインで図２に示す熱処理設備を設けた。熱処理設備は、管外面側に複数台のインダクションヒーター（誘導加熱装置）を配設し、誘導加熱装置の間の１か所と下流側の誘導加熱装置の出側に、鋼管外面側にノズルヘッダー群を配列した冷却装置をそれぞれ配設した。

ここでは、表２に示したＡｃ_３変態点温度およびＡｃ_１変態点温度は、表１に示した熱延鋼板の成分組成と以下の式を用いて算出した。
Ａｃ_３変態点温度（℃）＝９３７．２−４３６．５×Ｃ（％）＋５６×Ｓｉ（％）−１９．７×Ｍｎ（％）−１６．３×Ｃｕ（％）−２６．６×Ｎｉ（％）−４．９×Ｃｒ（％）＋３８．１×Ｍｏ（％）＋１２４．８×Ｖ（％）＋１３６．３×Ｔｉ（％）−１９．１×Ｎｂ（％）＋１９８．４×Ａｌ（％）＋３３１５×Ｂ（％）
Ａｃ_１変態点温度（℃）＝７５０．８−２６．６×Ｃ（％）＋１７．６×Ｓｉ（％）−１１．６×Ｍｎ（％）−２２．９×Ｃｕ（％）−２３×Ｎｉ（％）＋２４．１×Ｃｒ（％）＋２２．５×Ｍｏ（％）−３９．７×Ｖ（％）−５．７×Ｔｉ（％）＋２３２．４×Ｎｂ（％）−１６９．４×Ａｌ（％）−８９４．７×Ｂ（％）
ただし、各式における各元素記号は当該元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。

次いで、得られた電縫鋼管１の溶接部から各試験片を採取し、（１）組織観察、（２）シャルピー衝撃試験を実施した。観察方法および試験方法は次の通りとした。

（１）組織観察
得られた電縫鋼管１の溶接部から、管軸方向断面が観察面となるように組織観察用試験片をそれぞれ採取した。観察面は、「溶接部の肉厚中央部を除く肉厚方向位置に数点（ここでは肉厚ｔの１/４位置、肉厚ｔの３/４位置）」、「溶接部の肉厚中央部」、「溶接部の外面から１ｍｍ位置」とした。

ベイニティックフェライト相およびベイナイト相の面積率は、観察面を走査型電子顕微鏡で観察することにより求めた。上記の組織観察用試験片をナイタール腐食液（硝酸３ｍＬ、エタノール９７ｍＬ）で腐食し、走査型電子顕微鏡（１０００倍）で組織を３視野撮像した。次いで、画像解析装置を用いて、ベイニティックフェライト相およびベイナイト相の各面積率の平均値をそれぞれ算出し、この値を各組織の面積率（％）とした。なお、求めた面積率は、３視野の平均となる。求めたベイニティックフェライト相とベイナイト相の面積率の合計を、「肉厚中央部のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の合計面積率（％）」として、表３に示す。

また、同様の方法で、走査型電子顕微鏡でベイニティックフェライト相とベイナイト相以外の組織の観察を行った。そして、マルテンサイト相、パーライト相、その他の組織（セメンタイトなど）の各面積率の平均値をそれぞれ算出し、これらの合計を合計面積率（％）とした。求めたベイニティックフェライト相とベイナイト相以外の組織の面積率の合計を、「肉厚中央部のその他の鋼組織の合計面積率（％）」として、表３に示す。

次に、ベイニティックフェライト相およびベイナイト相の平均結晶粒径は、次のように測定した。ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction）法により各結晶粒の方位を決定し、隣接する結晶粒との方位差（Rotation Angle）が１５°以上である結晶粒界を求め、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の規定の方法で各相の平均結晶粒径を求めた。求めた値を表３に示す。ここでは、「溶接部の外面から１ｍｍ位置」と「溶接部の肉厚中央部」の各位置について測定した。

（２）シャルピー衝撃試験
得られた電縫鋼管１の溶接部から、円周方向が試験片長手方向となるように、溶接部の熱影響部の外面から肉厚方向に１ｍｍ位置〜溶接部の熱影響部の外面から肉厚方向に１１ｍｍ位置の領域から、１０ｍｍ四方のフルサイズのＶノッチ試験片を採取した。得られたＶノッチ試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ａ３７０の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、０℃の吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。ここでは、試験の本数は５本とし、その平均値を求めた。得られた平均値は、「外面から１ｍｍ〜１１ｍｍ深さ位置の領域における０℃でのシャルピー吸収エネルギー（Ｊ）」として表３に示す。

同様にして、溶接部の熱影響部における、肉厚中央部、および内面から１ｍｍ〜１１ｍｍ深さ位置の領域、１００ｍｍ四方のフルサイズのＶノッチ試験片を採取した。得られたＶノッチ試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ａ３７０の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、０℃の吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。試験の本数は５本とし、その平均値を求めた。これらの「外面から１ｍｍ〜１１ｍｍ深さ位置の領域」、「溶接部の肉厚中央部」、および「溶接部の内面から１ｍｍ〜１１ｍｍ深さ位置の領域」から得られた０℃の吸収エネルギー（Ｊ）の平均値を、溶接部全体の０℃の吸収エネルギー（Ｊ）として求め、「溶接部の全厚における０℃でのシャルピー吸収エネルギー（Ｊ）」として表３に示す。

表３に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす電縫鋼管の溶接部は、１２〜２５ｍｍの厚肉材であっても、溶接部の熱影響部の全厚だけでなく外面においても優れた靭性を備えていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例の電縫鋼管は、靭性が劣位であった。

１ 鋼管
５ 鋼帯
６ レベラー
７ ケージロール群
８ フィンパスロール群
９ スクイズロール
１０ 溶接機
１２ａ、１２ｂ インダクションヒーター
１３、１４ 水冷却装置

Claims (7)

1. 溶接部の熱影響部の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相を主体とし、
   前記溶接部の熱影響部における肉厚中央部の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の面積率の合計が溶接部の熱影響部の肉厚中央部の組織全体に対して９０％以上であり、
   前記溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置の鋼組織は、ベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
   前記溶接部の熱影響部における外面から肉厚方向に１ｍｍ位置のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径は、前記溶接部の熱影響部における肉厚中央部のベイニティックフェライト相および／またはベイナイト相の平均結晶粒径に対して０．５倍以上２倍以下である、電縫鋼管。
2. 前記溶接部の外面から肉厚方向に１ｍｍ位置から、前記溶接部の外面から肉厚方向に１１ｍｍ位置までの領域における、０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１００Ｊ以上である、請求項１に記載の電縫鋼管。
3. 母材部は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．８０〜２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％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、請求項１または２に記載の電縫鋼管。
4. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下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３に記載の電縫鋼管。
5. 鋼素材を成形加工して電縫溶接し、
   次いで、溶接部の外面を１０００℃以上１４００℃以下の温度に加熱したのち、
   前記溶接部の外面を、平均冷却速度：２０℃／ｓｅｃ以上２００℃／ｓｅｃ以下で、Ａｃ_１変態点以下まで冷却し、
   その後、前記溶接部の外面を９００℃以上１１２０℃以下の温度に再加熱する、電縫鋼管の製造方法。
6. 前記再加熱では、前記溶接部の内面をＡｃ_３変態点以上の温度となるように加熱する、請求項５に記載の電縫鋼管の製造方法。
7. 前記再加熱の後、前記溶接部の外面を平均冷却速度：２０℃／ｓｅｃ以上７０℃／ｓｅｃ以下、冷却停止温度：３００℃以上５５０℃以下の条件で焼入れする、請求項５または６に記載の電縫鋼管の製造方法。

Images