WO2015004901A1 - ラインパイプ用厚肉電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents

ラインパイプ用厚肉電縫鋼管およびその製造方法 Download PDF

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WO2015004901A1
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聡太 後藤
俊介 豊田
能和 岡部
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a thick-walled electric-welded steel pipe for line pipes, and in particular, has an API (American Petroleum Institute) X52 to X80 class (yield strength YS: 360 MPa to 555 MPa equivalent) high strength, base metal part, and electric-sewn part
  • the present invention relates to a thick-walled electric pipe for high-toughness (havy-wall-electric-resistance-welded-steel-pipe-for-line-pipe) and a manufacturing method thereof.
  • “thick” refers to the case where the thickness is 20 mm or more.
  • the welded zone (weld zone) of an electric resistance welded pipe (electric zone resistance (weld zone)) is usually stronger than the base metal part due to rapid heating and rapid cooling during welding. Strength (hardness) increases and toughness decreases.
  • ERW welding the structure of ERW welds is applied by heating and cooling the ERW parts (welded parts) in-line after welding (ERW welding).
  • a technology has been proposed that improves (microstructure) and restores (improves) the toughness of ERW welds to the same level as the base metal.
  • Patent Document 1 includes C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.3% or less, Mn: 0.50 to 2.00% as basic components, and Nb: 0.01 to 0.00. 10%, V: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.01 to 0.05% of one or two or more types, the remainder of Fe and unavoidable impurities consisting of ERW steel pipes After the weld was heated to 850 to 1000 ° C., it was rapidly cooled at a cooling rate of 30 ° C./s to 100 ° C./s from the Ar 3 transformation point to (Ar 1 -50 ° C.) to (Ar 1 -100 ° C.). ), And after that, a method for producing an electric-welded steel pipe excellent in low temperature toughness is described. Thereby, it is said that the toughness of the electric stitching portion can be made to be excellent toughness equivalent to that of the base material without performing reheating (tempering) after cooling.
  • Patent Document 2 C: 0.10% or less, Si: 0.5% or less, Mn: 0.4 to 1.6%, P: 0.025% or less, S: 0.010% or less Nb: 0.01 to 0.08%, Ti: 0.01 to 0.07%, V: 0.005 to 0.07%, and a component system comprising the balance Fe and inevitable impurities
  • High-toughness electric sewing that heats the welded part (electro-sewn part) of the sewn steel pipe to 850 to 1050 ° C, cools it at a cooling rate of 5 to 20 ° C / s, or heats it to 550 ° C or lower and cools it down.
  • a method of manufacturing a steel pipe is described. Thereby, it is said that the electric sewing part can combine high strength and high toughness equivalent to the base material.
  • Patent Document 3 describes a heat treatment method for thick-walled electric-welded steel pipes.
  • the technique described in Patent Document 3 when continuously welding a welded portion of a thick ERW steel pipe with a high-frequency dielectric heating device, the welded portion is firstly heated by the first heating.
  • the inner surface is heated so that the temperature of the inner surface becomes (Ar 3 points + 50 ° C.) or higher, and then the outer surface temperature is cooled to below the end temperature of the bainite transformation of the heated material by water cooling or air cooling, then, Ac 3 transformation zone at the second heating (Ac 3 transformation zone) at temperatures may completely cover the source area (generating area) of bainite transformation by heating and cooling of the first round, and bainite (bainite).
  • This is a heat treatment method for thick ERW steel pipes that is heated below the temperature at which microstructure) occurs. As a result, workability, toughness and corrosion resistance are often used without adding complicated and long processing steps. It is said that a thick ERW steel pipe having an excellent weld can be manufactured.
  • Patent Document 3 only describes an example with a relatively thick wall thickness of 16.0 mm, and does not mention a thick-walled electric-welded steel pipe having a wall thickness of 20 mm or more. Furthermore, the technique described in Patent Document 3 requires a complicated process such as performing heat treatment twice. When the technique described in Patent Document 3 is applied to a thick-walled ERW steel pipe having a wall thickness of 20 mm or more, the Ac 3 transformation region completely covers the bainite transformation occurrence region due to the first heating and cooling. It is economically disadvantageous because it requires complicated processes such as heat treatment to heat up to the temperature to obtain, requires a large number of heating devices, a long heating zone, and a long cooling zone. There is a problem.
  • the present invention solves such problems of the prior art, and for line pipes, it has high strength of API X52 to X80 class, and both the base metal part and the electric seam part have high toughness. It aims at providing a steel pipe and its manufacturing method. In the present invention, in particular, it is aimed to increase the toughness of the electric seam by one heat treatment of the electric seam without performing tempering.
  • “thick” refers to the case where the thickness is 20 mm or more.
  • high toughness refers to a case where the critical opening displacement ⁇ at a test temperature: ⁇ 25 ° C. in a CTOD test (crack-tip-opening-displacement test) is 0.80 mm or more. It shall be said.
  • the present inventors first conducted intensive research on the influence of various factors on the toughness of the electric seam of a thick-walled electric resistance steel pipe having a thickness of 20 mm or more.
  • the cooling condition is controlled so as to avoid the region where martensite or pearlite is generated in the entire area of the electric stitching portion, and to pass the region where the bainitic ferrite phase and / or bainite phase is generated. I realized that it was necessary to perform cooling.
  • M represents martensite
  • BF represents bainitic ferrite
  • F represents ferrite
  • P represents pearlite.
  • heat treatment of the in-line ERW is heated from the outer surface of the tube using a heating device such as high-frequency heating, and cooled from the outer surface of the tube using a cooling device (water cooling device) using water or the like. Is done in a way. Therefore, it is inevitable that a temperature distribution (temperature (distribution) occurs in the thickness direction of the tube and a particle size distribution (grain size distribution) occurs in the thickness direction during heating.
  • a temperature distribution temperature (distribution) occurs in the thickness direction of the tube and a particle size distribution (grain size distribution) occurs in the thickness direction during heating.
  • the present inventors have diligently studied various factors affecting the toughness of the electric seam under such restricted conditions. As a result, if the heating temperature and cooling rate of the outer surface and inner surface of the ERW steel pipe are strictly adjusted within the appropriate ranges and heat treatment is applied to the ERW section, the entire ERW section will be bainitic ferrite and / or bainite.
  • the structure can be composed of phases, and the average crystal grain size at the coarsest position in the thickness direction (average crystal grain size at the coarsest grain position) and the average crystal grain at the finest position in the thickness direction Uniform structure in which the ratio to the diameter (average crystal grain size at the finest grain position), (average crystal grain size at the coarsest grain position) / (average crystal grain diameter at the finest grain position) is 2.0 or less It was found that the ERW part of the ERW steel pipe having a wall thickness of 20 mm or more can be made tough by one heat treatment (one-stage heating and cooling process).
  • the present invention has been completed based on such knowledge and further investigation. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • a thick-walled electric-welded steel pipe made of a thick-walled hot-rolled steel sheet and made of a base material portion and an electric-welding portion, wherein the base-material portion is in mass% and C: 0.02 Including 0.10%, Si: 0.05-0.30%, Mn: 0.80-2.00%, Nb: 0.010-0.100%, defined by the following formula (1)
  • the carbon equivalent Ceq has a composition satisfying 0.25 to 0.50% and a structure composed of a bainitic ferrite phase and / or a bainite phase, and the base material portion has a high yield strength of 360 MPa or more. Strength and high toughness with a Charpy impact test fracture transition temperature vTrs of ⁇ 45 ° C.
  • the electro-sewn portion is a bainitic ferrite phase and / or bainite.
  • Coarse and coarsest position at each position in the thickness direction The ratio of the average crystal grain size at the finest grain position in the thickness direction to the average crystal grain diameter at the finest grain position (average grain grain size at the coarsest grain position) / (average crystal grain diameter at the finest grain position) is 2. .. Thickness for a line pipe, characterized in that the electro-sewn part has a high toughness with a critical opening displacement ⁇ of 0.80 mm or more at a test temperature of ⁇ 25 ° C. in a CTOD test. ERW steel pipe.
  • Ceq (%) C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Cu + Ni) / 15 (1)
  • C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni Content of each element (% by mass) [2]
  • Thick ERW steel pipe for line pipe as described.
  • composition is further mass%, Cu: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.10
  • Each position in the inner thickness direction of the ERW part is set to a sewn steel pipe Heating process to heat so that the temperature is in the range of 850 to 1150 ° C, and then 550 ° C so that the average cooling rate is in the range of 10 to 70 ° C / s at each position in the thickness direction of the electric sewing part.
  • the ERW heat treatment step is performed using an induction heating device and a water cooling device disposed on the outer surface side of the thick-walled ERW steel tube, and the ERW heat treatment is performed at a tube outer surface temperature of 1150 ° C. or less.
  • the heat treatment is performed so that the inner surface temperature of the tube becomes 830 ° C. or higher, and the above-mentioned ERW portion cooling treatment is performed on the outer surface of the tube, and the average cooling rate between 800 and 500 ° C.
  • the cooling device is a device that cools using cooling water, the water volume density of the cooling water is set to 1.2 to 5.0 m 3 / m 2 min, and the cooling width is set to the center of the ERW portion.
  • composition is further in terms of mass%, Cu: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.10
  • the high-strength thick-walled electric-welded steel pipe is an electric-welded steel pipe made from a high-strength thick-walled hot-rolled steel sheet as a raw material, and the high-strength thick-walled hot-rolled steel sheet has the above composition.
  • the steel sheet is cooled to a cooling stop temperature of 650 ° C.
  • yield strength YS 360 MPa to 705 MPa
  • a bainitic ferrite phase or a bainite phase which is rich in toughness over the entire thickness, can be obtained by performing a heat treatment (heating and cooling) in a single heat treatment without performing a two-step heat treatment.
  • a heat treatment heat treatment
  • FIG. 1 is an explanatory view showing an example of an apparatus arrangement used for heat-treating an electro-sewn part in the present invention.
  • FIG. 2 is an explanatory view schematically showing an appropriate cooling range of the heat treatment applied to the electric seam according to the present invention.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view schematically showing an example of a water cooling device used in the heat treatment of the electric seam according to the present invention.
  • the thick-walled electric-welded steel pipe of the present invention is made of a thick-walled hot-rolled steel sheet, preferably formed by continuous roll molding with a plurality of rolls, formed into a substantially cylindrical shape, and then subjected to electric-welding steel pipe by a pipe-forming process for electro-welding.
  • a thick-walled electric resistance welded steel pipe composed of a base material portion and an electric resistance welding portion.
  • the thick hot-rolled steel sheet which is a raw material, is C: 0.02 to 0.10%, Si: 0.05 to 0.30%, Mn: 0.80 to 2.00%, Nb: 0% by mass. 0.010% or less, more preferably P: 0.030% or less, S: 0.0050% or less, Ti: 0.001 to 0.025%, Al: 0.01 to 0.08 %, Ca: 0.0005 to 0.0050%, or Cu: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less , V: consisting of the balance Fe containing one or more selected from 0.10% or less and unavoidable impurities, and the carbon equivalent Ceq defined by the following formula (1) is 0.25 to 0 And a composition satisfying .50.
  • Ceq (%) C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Cu + Ni) / 15 (1) (Here, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni: content of each element (mass%)) First, the reason for limiting the composition will be described. Hereinafter, unless otherwise specified, mass% is simply expressed as%.
  • C 0.02 to 0.10%
  • C is an element that greatly contributes to increasing the strength of the steel pipe. In order to obtain such an effect, a content of 0.02% or more is required.
  • the C content exceeds 0.10%, the toughness is reduced because the formation of a second hard phase such as pearlite or martensite is promoted.
  • strength (hardness) of a bainite phase will rise excessively and toughness will fall. For this reason, the C content is limited to the range of 0.02 to 0.10%. Note that the content is preferably 0.03 to 0.08%.
  • Si 0.05-0.30%
  • Si is an element that contributes to a reduction in the scale-off quantity during hot rolling as well as contributing to an increase in the strength of the steel pipe by dissolving in the steel.
  • the content of 0.05% or more is required.
  • Si forms an eutectic oxide having high viscosity with the Mn oxide.
  • the Si content is less than 0.05%, the Mn concentration in the eutectic oxide is relatively high, the eutectic oxide melting point exceeds the liquid steel temperature, and the oxide is electrically charged. It tends to remain in the sewn part and lowers the toughness of the electro-sewn part.
  • the Si content exceeds 0.30%, the formation of a red scale becomes remarkable and the appearance of the steel pipe (steel plate) is deteriorated, and cooling unevenness during hot rolling is caused.
  • Steel sheet Reduces material uniformity.
  • the Si content exceeds 0.30%, the Si concentration in the eutectic oxide becomes relatively high, the melting point of the eutectic oxide exceeds the molten steel temperature, the amount of oxide increases, and the oxide It tends to remain in the electro-sewn part and reduces the toughness of the electro-sewn part.
  • the Si content is limited to 0.05 to 0.30%. It is preferably 0.10 to 0.25%.
  • Mn 0.80 to 2.00% Mn dissolves in steel and contributes to the increase in strength of the steel pipe by solute strengthening, and increases the strength of the steel pipe by transformation strengthening through improvement of hardenability, Furthermore, it is an element contributing to toughness improvement. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.80% or more of Mn. Mn forms a highly viscous eutectic oxide together with Si oxide. When the Mn content is less than 0.80%, the Si concentration in the eutectic oxide is relatively high, and the melting point of the oxide exceeds the molten steel temperature, so that the oxide tends to remain in the ERW part. Causes toughness reduction.
  • the Mn content is limited to the range of 0.80 to 2.00%. Note that the content is preferably 0.80 to 1.80%.
  • Nb 0.010 to 0.100%
  • Nb is an element that precipitates finely as Nb carbonitride during hot rolling at the time of manufacturing a steel sheet and contributes to an increase in the strength of the steel sheet as a steel pipe material. Further, Nb suppresses grain growth of austenite grains during heat treatment of the ERW part of the ERW steel pipe, and contributes to refinement of the structure of the ERW part. In order to secure such an effect, it is necessary to contain 0.010% or more of Nb.
  • the Nb content is limited to the range of 0.010 to 0.100%. Note that the content is preferably 0.030 to 0.070%.
  • the above-described components are basic components. If necessary, in addition to the basic components described above, P: 0.030% or less, S: 0.0050% or less, Ti: 0.001 to 0.00. 025%, Al: 0.01 to 0.08%, Ca: 0.0005 to 0.0050% can be contained.
  • P 0.030% or less
  • P has a strong tendency to segregate at the grain boundary, and thus lowers toughness. Therefore, it is preferable to reduce the P content as much as possible.
  • the P content is acceptable up to 0.030%. For these reasons, the P content is limited to 0.030% or less.
  • the P content is preferably set to 0.002% or more.
  • S 0.0050% or less S forms MnS in steel and lowers toughness. For this reason, it is preferable to reduce S content as much as possible. In the present invention, the S content is acceptable up to 0.0050%. For this reason, the S content is limited to 0.0050% or less. In addition, since excessive reduction of S content leads to long refining time and raises manufacturing cost, it is desirable to make S content 0.0002% or more.
  • Ti 0.001 to 0.025%
  • Ti is an element having an action of binding to N to form TiN to prevent the adverse effect of N. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.001% or more of Ti.
  • the inclusion of a large amount of Ti exceeding 0.025% increases the amount of Ti carbonitride precipitated along the cleavage plane of the crystal grains, and the toughness of the steel sheet, the toughness of the base material of the steel pipe, and the electric seam of the steel pipe Reduce toughness.
  • the Ti content is limited to the range of 0.001 to 0.025%.
  • the content is 0.005 to 0.015%.
  • Al 0.01 to 0.08%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to ensure such an effect, it is necessary to contain 0.01% or more of Al.
  • the Al content exceeds 0.08%, the formation of Al oxide becomes remarkable, and Al oxide tends to remain particularly at the stitched portion, and the toughness of the stitched portion is lowered. Therefore, the Al content is limited to the range of 0.01 to 0.08%.
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • Ca is an element that contributes effectively to the morphology control of sulfides such as MnS. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.0005% or more of Ca. On the other hand, even if Ca is contained in excess of 0.0050%, the effect is saturated, an effect commensurate with the content cannot be expected, and it becomes economically disadvantageous, and the amount of Ca oxide is increased. descend. Therefore, the Ca content is limited to the range of 0.0005 to 0.0050%. Preferably, the content is 0.0010 to 0.0035%.
  • Cu 0.50% or less
  • Ni 0.50% or less
  • Cr 0.50% or less
  • Mo 0.50% or less
  • V One or two or more selected from 0.10% or less can be contained.
  • Cu is an element having an action of increasing strength and improving toughness through improvement of hardenability. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more of Cu. On the other hand, even if Cu is contained in excess of 0.50%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, when Cu is contained, the Cu content is preferably limited to 0.50% or less. In addition, More preferably, it is 0.35% or less.
  • Ni like Cu, is an element that has the effect of increasing strength and improving toughness through improving hardenability. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more of Ni. On the other hand, when Ni is contained in excess of 0.50%, the grain boundary of the crystal grains is apt to be oxidized when the slab (slab) is heated, and the generation of surface defects is promoted. For this reason, when it contains Ni, it is preferable to limit Ni content to 0.50% or less. In addition, More preferably, it is 0.35% or less.
  • Cr like Cu and Ni, is an element that has the effect of increasing strength and improving toughness through improving hardenability. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more of Cr. On the other hand, when Cr is contained exceeding 0.50%, Cr oxide is formed in the electric stitching portion and the toughness of the electric stitching portion is remarkably lowered. For this reason, when it contains Cr, it is preferable to limit Cr content to 0.50% or less. In addition, More preferably, it is 0.30% or less.
  • Mo like Cu, Ni, and Cr, is an element that has the effect of significantly improving strength and toughness through improving hardenability. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more of Mo.
  • Mo when it contains Mo exceeding 0.50%, it becomes easy to produce
  • the Mo content is preferably limited to 0.50% or less. In addition, More preferably, it is 0.25% or less.
  • V is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by solid solution in steel and by solid solution strengthening, or by precipitation as carbide and precipitation strengthening (precipitation strengthening). In order to secure such an effect, it is desirable to contain 0.005% or more of V. On the other hand, even if it contains V exceeding 0.10%, an effect will be saturated and it will become economically disadvantageous. For this reason, when it contains, it is preferable to limit V content to 0.10% or less. More preferably, the content is 0.005 to 0.085%.
  • Ceq (%) C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Cu + Ni) / 15 (1) (Here, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni: content of each element (mass%))
  • Ceq defined by Formula (1) shall be calculated by setting the content of the element to zero.
  • the hardenability is lowered and a pearlite structure is formed.
  • the structure of the inner surface of the tube becomes a (ferrite + pearlite) structure and the toughness is lowered.
  • strength in an electro-sewing part means the case where there is no intensity
  • Ceq when Ceq increases beyond 0.50%, the hardenability is remarkably improved, and the structure of the outer surface of the pipe becomes a martensite structure and the toughness decreases. Therefore, Ceq is limited to the range of 0.25 to 0.50%. Note that the content is preferably 0.25 to 0.45%.
  • the balance other than the above components is composed of Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include O (oxygen): 0.0030% or less and N: 0.0050% or less.
  • the thick hot-rolled steel sheet which is a material, has the above-described composition, and further has a structure composed of a bainitic ferrite phase and / or a bainite phase at each portion in the sheet thickness direction.
  • a structure composed of a bainitic ferrite phase and / or a bainite phase at each site in the plate thickness direction yield strength: high strength of 360 MPa or more, and limit opening at a test temperature of -25 ° C in the CTOD test
  • a thick hot-rolled steel sheet having high toughness with a displacement ⁇ of 0.80 mm or more is obtained, and the resulting electric resistance welded steel pipe is also a steel pipe having desired high strength and high toughness.
  • the second phase other than bainitic ferrite phase and bainite phase includes island-like fine martensite (also called MA (MA Constituent)), residual austenite, pearlite, martensite (P in Table 3). And from M). These may be contained if the total area ratio is 5% or less.
  • the thick hot-rolled steel sheet used as a raw material in the present invention is a heating process in which a steel material having the above composition is heated to a temperature in the range of 1100 to 1280 ° C., rough rolling, and Ar 3.
  • a hot rolling process comprising a finishing rolling in which a cumulative rolling reduction ratio in a no-recrystallization temperature range of not less than the transformation point and not more than 930 ° C. is 20% or more;
  • a cooling step is performed in which the cooling is performed to a cooling stop temperature of 650 ° C. or lower so that the average cooling rate is in the range of 10 to 100 ° C./s at the center position of the plate thickness, and the coil is wound in a coil shape.
  • the manufacturing method of the steel material is not particularly limited as long as it is a steel material having the above composition.
  • Molten steel having the above composition is melted by a conventional melting method in a converter or the like, and cast into a slab such as a slab having a predetermined size and shape by a conventional casting method such as a continuous casting method. Is preferable from the viewpoint of productivity.
  • the obtained steel material is subjected to a heating step of heating to a temperature in the range of 1100 to 1280 ° C.
  • Heating temperature 1100-1280 ° C If the heating temperature of the steel material is less than 1100 ° C., carbides generated during continuous casting cannot be completely dissolved, and the desired steel plate strength cannot be ensured. On the other hand, when the temperature is higher than 1280 ° C., the austenite grains become very coarse and desired steel plate toughness cannot be ensured. For this reason, the heating temperature of the steel material is preferably limited to a range of 1100 to 1280 ° C. The temperature is preferably 1150 to 1250 ° C. The range of the heating temperature described above is the furnace temperature range of the heating furnace, not the temperature of the steel material.
  • a hot rolling process consists of rough rolling and finish rolling.
  • the conditions for rough rolling are not particularly limited as long as the sheet bar having a desired shape and dimension can be manufactured.
  • Finish rolling is a rolling in which the cumulative rolling reduction in the non-recrystallization temperature range of Ar 3 transformation point to 930 ° C. is 20% or more.
  • Cumulative rolling reduction in the non-recrystallization temperature range 20% or more If the cumulative rolling reduction in the non-recrystallization temperature range (Ar 3 transformation point or higher and 930 ° C. or lower) is less than 20%, the site of bainitic ferrite formation is insufficient. The resulting structure is coarsened, the steel sheet toughness is lowered, and the toughness of the base material portion of the steel pipe is lowered. On the other hand, even if the cumulative rolling reduction exceeds 80%, the effect is saturated and the load on the rolling mill increases. For this reason, the cumulative rolling reduction in the non-recrystallization temperature region (Ar 3 transformation point or higher and 930 ° C. or lower) in finish rolling in the hot rolling process is preferably limited to 20% or more, and preferably 80% or less.
  • the thick hot-rolled steel sheet that has undergone the hot-rolling process is subjected to a cooling process on a run-out table immediately after finishing rolling, preferably within 6 s.
  • the cooling step is a step of cooling to a cooling stop temperature of 650 ° C. or lower so that the average cooling rate is in the range of 10 to 100 ° C./s at the center position of the plate thickness and winding it in a coil shape.
  • Average cooling rate at the center of the plate thickness 10-100 ° C / s
  • the average cooling rate is less than 10 ° C./s, even if it contains a hardenability improving element such as Cu, Ni, Cr, and Mo, a ferrite phase and a pearlite are partially generated in the steel sheet, and the bainitic ferrite phase And / or the structure which consists of a bainite phase cannot be ensured.
  • a martensite phase is generated, and a structure composed of a desired bainitic ferrite phase and / or bainite phase cannot be secured, and the strength becomes too high and the toughness decreases. Therefore, it is preferable to limit the average cooling rate at the plate thickness center position to a range of 10 to 100 ° C./s. More preferably, it is 10 to 60 ° C./s.
  • Cooling stop temperature 650 ° C. or less
  • the cooling stop temperature is higher than 650 ° C.
  • the precipitated particles such as Nb carbonitride are coarsened, the strength is lowered and the desired high strength cannot be secured, and after winding
  • the pearlite is generated by slow cooling, the steel sheet toughness is lowered, and the steel pipe base material toughness is lowered.
  • it is preferable to limit the cooling stop temperature to 650 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature is more preferably 300 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is lower than 300 ° C., even if the cooling rate is adjusted to the above range of 10 to 100 ° C./s, a part of the martensite phase may be generated, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the cooling stop temperature is more preferably 300 to 650 ° C. Since the coil is wound immediately after the cooling is stopped, the winding temperature is in the above-described temperature range.
  • a pipe-prodiction-process is performed to obtain a thick-walled electric-welded steel pipe composed of a base material portion and an ERW portion.
  • the base material portion has a high strength of yield strength: 52 ksi or more (360 MPa or more) and a high toughness in which the limit opening displacement ⁇ at the test temperature of ⁇ 25 ° C. in the CTOD test is 0.80 mm or more. It can be a high-strength thick-walled ERW steel pipe.
  • a steel sheet is continuously formed into an open pipe (approximate circular cross-section) with a plurality of rolls in a cold state, and then the opposite end faces of the open tube are subjected to high-frequency induction heating.
  • an open pipe approximately circular cross-section
  • high-frequency induction heating or high-frequency resistance heating and presses with a squeeze roll It is preferable.
  • the high-strength thick-walled electric-welded steel pipe having the above-described composition and structure, having the above-described high strength and high toughness, and composed of a base material portion and an electric-sewn portion, is used as an in-line in the electric-sewn portion.
  • a heat treatment step is applied to the ERW part to obtain a thick ERW steel pipe having a high-toughness ERW part.
  • the electro-sewn portion When the hot-rolled steel sheet having the composition range described above is electro-welded, the electro-sewn portion is rapidly heated and rapidly cooled during electro-resistance welding and becomes a structure mainly composed of an upper bainite phase that is inferior in toughness. For this reason, in order to make the electric stitching part rich in toughness, it is necessary to eliminate the upper bainite phase inferior in toughness and make the structure composed of bainitic ferrite phase or bainite phase rich in toughness. Therefore, in the present invention, a heat treatment process of the electric stitching portion is performed on the electric stitching portion.
  • the heat treatment process for the electric seam includes heating processing for the electric seam and cooling processing for the electric seam.
  • the heat treatment of the electric stitching section is performed so that the temperature at each position in the thickness direction of the electric stitching section becomes a temperature in the range of 830 to 1150 ° C.
  • the high-frequency induction heating is preferably performed by installing a plurality of induction heating coils (induction heating coil) at positions corresponding to the electric seam on the outer surface side of the pipe. Needless to say, the structure of the heating coil and the number of installed coils are adjusted so that the electric sewing section can be heated to a desired heating temperature within a predetermined distance according to the conveyance speed.
  • Heating temperature of the electric sewing part 830 to 1150 ° C If the temperature at each position in the thickness direction of the electro-sewn portion is less than 830 ° C., the upper bainite phase cannot be lost, and the electro-sewn portion cannot maintain the desired high toughness. On the other hand, when the heating temperature of the electro-sewn part exceeds 1150 ° C., the austenite grains become coarse, the hardenability increases and a martensite phase is easily formed, and the toughness of the electro-sewn part decreases. For this reason, the heating temperature in the heating process of the electric stitching portion was limited to the range of 830 to 1150 ° C.
  • the outer surface of the ERW part When heating the ERW part with a heating coil installed on the outer surface of the pipe, the outer surface of the ERW part has the highest temperature and the lowest temperature on the inner side of the pipe. It is necessary to adjust the supplied power and the like so that both surfaces are in the above-mentioned temperature range.
  • the heated ERW part is then subjected to a cooling process.
  • the cooling process of the electric seam is a process of cooling to a cooling stop temperature of 550 ° C. or lower so that the average cooling rate is in the range of 10 to 70 ° C./s at each position in the thickness direction of the electric seam.
  • the water-cooling process of an electro-sewing part arrange
  • Average cooling rate of the electric stitching part 10 to 70 ° C / s
  • the cooling process of the electric seam is a process of cooling to a cooling stop temperature of 550 ° C. or lower so that the average cooling rate is in the range of 10 to 70 ° C./s at each position in the thickness direction of the electric seam. If the average cooling rate is less than 10 ° C./s, a ferrite + pearlite structure is formed, and the strength of the electro-sewn part is lower than that of the base material part, which may cause the electro-sewn part to break.
  • the cooling process of the electric stitching part is a process of cooling using cooling water.
  • the outer surface of the tube is adjusted to 70 ° C./s or less and the inner surface of the tube is adjusted to 10 ° C./s or more.
  • the water cooling device (cooling nozzle) should be a device in which the water density of the cooling water is 1.2 to 5.0 m 3 / m 2 ⁇ min. preferable. If the amount density of the cooling water is less than 1.2 m 3 / m 2 ⁇ min, a desired cooling rate cannot be ensured. On the other hand, if the cooling water quantity density exceeds 5.0 m 3 / m 2 ⁇ min, the cooling power becomes too large and the temperature difference between the cooling surface and the cooling back surface becomes large. Therefore, the occurrence of troubles such as warping is a concern, and manufacturing problems remain.
  • the cooling width of the water cooling device is ⁇ 50 mm or more in the circumferential direction with the center of the electro-sewn portion being the center position. This is because it is not sufficient to cool only the heating area of the ERW part, and cooling to the peripheral area of the heating area of the ERW part by setting the cooling width to ⁇ 50 mm or more in the circumferential direction centered on the center of the ERW part. Water can be cooled, heat removal from the pipe circumferential direction is promoted, and the cooling rate on the opposite side (back surface) to the side on which the cooling water is applied (cooling surface) can be increased even in the case of a thick wall.
  • the cooling width is preferably set to ⁇ 50 mm or more in the circumferential direction. As a result, a desired cooling rate can be ensured even in the case of a thick wall.
  • the shape of the water cooling device (cooling nozzle) is not particularly limited as long as a predetermined cooling width can be secured.
  • the electric seam of the thick-walled electric-welded steel pipe obtained by the manufacturing method described above consists of a bainitic ferrite phase and / or a bainite phase at each position in the thickness direction, and the average of the coarsest positions in the thickness direction.
  • the ratio between the crystal grain size (average grain size at the coarsest grain position) and the average grain size at the finest grain position in the thickness direction (average grain size at the finest grain position), (Average crystal grain size) / (average crystal grain size at the finest grain position) is 2.0 or less. If (average crystal grain size at the most coarse grain position) / (average crystal grain diameter at the finest grain position) exceeds 2.0, the coarse grain position becomes the starting point of the crack, brittle fracture occurs, and the desired high toughness.
  • (average crystal grain size at the most coarse grain position) / (average crystal grain diameter at the finest grain position) was limited to 2.0 or less. In addition, Preferably it is 1.5 or less.
  • the average crystal grain size at the finest grain position is preferably 10 ⁇ m or less from the viewpoint of securing toughness. More preferably, it is 8.0 ⁇ m.
  • the average crystal grain size at each position is determined by the following method, the smallest average crystal grain size being the average crystal grain size at the finest grain position, and the largest average crystal grain size being the average crystal grain diameter at the most coarse grain position. To do.
  • the orientation of each crystal grain is determined by the EBSD (Electron Back Back Scatter Diffraction) method.
  • a crystal grain boundary having an orientation difference (Rotation Angle) of 15 ° or more with respect to the crystal grain to be obtained is obtained, and an average crystal grain size d is obtained by a method defined in JIS G 0551.
  • t means the thickness in the thickness direction.
  • the stitched portion becomes a stitched portion having high toughness with a critical opening displacement ⁇ of 0.80 mm or more at a test temperature of ⁇ 25 ° C. in the CTOD test.
  • Microstructure observation A specimen for microstructural observation is taken from the obtained hot-rolled steel sheet, the rolling direction cross section (L cross section) is polished, nital etching is performed, and a scanning electron microscope is used. The tissue was observed at a thickness 1/2 position at (magnification: 2000 times), and the tissue was photographed with 2 fields of view. The type of tissue was identified from the obtained tissue photograph, and the area ratio (fraction) of each phase was calculated by image analysis.
  • Tensile test Tensile test is performed from the obtained hot-rolled steel sheet in accordance with ASTM A370 so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is the tensile direction. (Tensile property) (yield strength YS, tension strength TS, elongation El) were measured.
  • V-notched test bar was measured from a half position of the sheet thickness so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) was the longitudinal direction of the test specimen. ) was collected, and a Charpy impact test was performed in accordance with the provisions of ASTM A370 to determine the fracture surface transition temperature vTrs (° C.).
  • Each of the hot-rolled steel sheets produced within the preferred range of the present invention has a structure composed of a bainitic ferrite phase and / or a bainite phase, a high strength of yield strength YS: 360 MPa or more, and a Charpy impact test.
  • This is a thick hot-rolled steel sheet having high toughness with a fracture surface transition temperature vTrs of ⁇ 45 ° C. or lower.
  • (B) Manufacture of thick-walled electric-welded steel pipe Using a part of the thick-wall hot-rolled steel sheet manufactured in (A) as a raw material, it is continuously formed into an open pipe having a substantially circular cross section by a plurality of rolls in the cold, and then the open Thickness of the dimensions shown in Table 4 by applying a conventional pipe making process using an ERW steel pipe manufacturing facility where the opposite end faces of the pipe are heated to the melting point or higher by high frequency induction heating or high frequency resistance heating and pressed with a squeeze roll ERW steel pipe was used.
  • Inductive heating means in which a plurality of induction heating devices are arranged on the outer surface side of the pipe for heat treatment of the ERW part, in-line on the outlet side of the ERW steel pipe manufacturing facility, in the ERW part of the obtained thick-walled ERW steel pipe, Heat treatment shown in Table 4 was carried out by a cooling means (water cooling part) provided with a plurality of water cooling devices (cooling nozzles) on the outlet side of the induction heating means.
  • Test specimens were collected from the base metal part and the ERW part of the thick-walled ERW steel pipe, and subjected to structure observation, tensile test, impact test, and CTOD test.
  • the test method was as follows.
  • (B1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation was taken from the base metal part and the electro-sewn part of the obtained ERW steel pipe, the cross section in the longitudinal direction of the pipe (L cross section) was polished, and Nital corrosion was performed. The tissue was observed at each position (1 / 8t, 1 / 4t, 1 / 2t, 3 / 4t, 7 / 8t) in the thickness direction (magnification: 2000 times), and the tissue was photographed with 2 fields of view.
  • the type of tissue was identified from the obtained tissue photograph, and the area ratio of each phase was calculated by image analysis.
  • the orientation of each crystal grain is determined by the EBSD (Electron Back Scatter Diffraction) method, and the crystal grain boundary having an orientation difference (Rotation Angle) of 15 ° or more with the adjacent crystal grain is obtained and cut.
  • the average distance between adjacent crystal grain boundaries was measured by the method of section to obtain the average crystal grain size at each position in the thickness direction. From the average crystal grain size at each position in the thickness direction, the most coarse grain position and the finest grain position are determined, and the ratio of the average crystal grain size at those positions (the average of the coarsest grain position) Crystal grain size) / (average crystal grain size at the finest grain position) was calculated.
  • Each of the inventive examples has a structure composed of a bainitic ferrite phase and / or a bainite phase, yield strength YS: high strength of 360 MPa or more, and critical opening displacement ⁇ at a test temperature of ⁇ 25 ° C. in the CTOD test.
  • YS high strength of 360 MPa or more
  • critical opening displacement ⁇ at a test temperature of ⁇ 25 ° C. in the CTOD test.
  • the toughness of the electro-sewn portion is lowered.

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Abstract

質量％で、C：0.02～0.10％、Si：0.05～0.30％、Mn：0.80～2.00％、Nb：0.010～0.100％を含み、炭素当量Ｃeq が0.25～0.50 を満足する組成と、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なる組織とを有し、降伏強さ：52ksi 以上の高強度と、破面遷移温度vＴrsが－45℃以下となる高靭性を有する厚肉熱延鋼板を素材とし、電縫部に対して最低温度：830℃以上、最高温度：1150℃以下の誘導加熱、肉厚方向各位置で平均冷却速度10～70℃/ｓ、冷却停止温度550℃以下の条件にて冷却する電縫部熱処理を施し、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なり、かつ肉厚方向各位置で最粗粒位置での平均結晶粒径と最細粒位置での平均結晶粒径との比が2.0 以下となる組織とすることで、電縫部においても高靭性を担保したラインパイプ用厚肉電縫鋼管。

Description

ラインパイプ用厚肉電縫鋼管およびその製造方法
　本発明は、ラインパイプ用厚肉電縫鋼管に係り、とくにＡＰＩ(American Petroleum Institute)　Ｘ５２～Ｘ８０級（降伏強さＹＳ：３６０ＭＰａ～５５５ＭＰa相当）高強度を有し、母材部および、電縫部ともに高靭性(high toughness)であるラインパイプ用厚肉電縫鋼管（havy wall electric resistance welded steel pipe for line pipe）およびその製造方法に関する。なお、ここでいう「厚肉」とは、肉厚(wall thickness)：２０ｍｍ以上である場合をいうものとする。
　近年、深海の油田、ガス田の開発に伴い、海底パイプライン(offshore pipeline)用や油井管(Oil Country Tubular Goods)用として、高強度厚肉鋼管が強く望まれている。しかも、北海(the North Sea)、アラスカ(Alaska)等の寒冷地(cold area)向け鋼管では、電縫管の溶接部の低温信頼性(low temperature reliability)、とくに低温での脆性破壊発生抵抗(brittle fracture initiation resistance)が強く求められる。
　電縫鋼管の溶接部(weld zone)（電縫部(electric resistance weld zone)）は、溶接時の急速加熱(rapid heating)、急速冷却(rapid quenching)により、通常、母材部に比べて強度(strength)（硬さ(hardness)）が高くなり靭性(toughness)が低下する。このような電縫部での問題に対し、最近では、溶接（電縫溶接）後に、インライン(in-line)で電縫部（溶接部）に、加熱および冷却を施して、電縫溶接部の組織(microstructure)を改善し、電縫溶接部の靭性を母材並みに回復（向上）させる技術が提案されている。
　例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．５０～２．００％を基本成分とし、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％のうちの１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる電縫鋼管の電縫溶接部を８５０～１０００℃に加熱した後、Ａｒ３変態点以上から冷却速度３０℃／ｓ超、１００℃／ｓ以下で急速冷却し、（Ａｒ１－５０℃）～（Ａｒ１－１００℃）で冷却を停止し、その後、弱冷却(weak cooling)する、低温靭性(low temperature toughness)に優れた電縫鋼管の製造方法が記載されている。これにより、電縫部の靭性を、冷却後の再加熱（焼戻(tempering)）を施すこともなく、母材と同等レベルの優れた靭性とすることができるとしている。
　また、特許文献２には、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４～１．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１～０．０８％、Ｔｉ：０．０１～０．０７％、Ｖ：０．００５～０．０７％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分系を有する電縫鋼管の溶接部（電縫部）を８５０～１０５０℃に加熱し、冷却速度５～２０℃／ｓで冷却し、あるいはさらに５５０℃以下に加熱して冷却する焼戻を施す、高靭性電縫鋼管の製造方法が記載されている。これにより、電縫部が、母材と同等レベルの高強度と高靭性とを兼備することができるとしている。
　また、特許文献３には、厚肉電縫鋼管の熱処理方法が記載されている。特許文献３に記載された技術は、厚肉電縫鋼管の溶接部を、高周波誘導加熱装置(high-frequency dielectric heating device)により連続的に熱処理するに際し、先ず、第１回目の加熱で溶接部内面の温度が（Ａｒ３点＋５０℃）以上となるように加熱し、次いで、水冷または空冷によって外面温度が被加熱材のベイナイト変態(bainite transformation)の終了温度(end temperature)以下まで冷却し、次いで、第２回目の加熱でＡｃ３変態域(Ａｃ３ transformation zone)が第１回目の加熱および冷却によるベイナイト変態の発生域(generating area)を完全にカバーし得る温度で、かつベイナイト組織(bainite microstructure)が発生する温度以下に加熱する、厚肉電縫鋼管の熱処理方法である。これにより、複雑で処理時間の長い工程を付加することなく、加工性(workability)、靭性ならびに耐食性(corrosion resistance)が用いられることが多い。に優れた溶接部を有する厚肉電縫鋼管を製造できるとしている。
特公平０７－４２５０９号公報 特開平０６－１５８１７７号公報 特開平０６－２２０５４７号公報
　しかしながら、特許文献１、２に記載された技術では、加熱のために更なる設備の増強なしに、インライン処理(in-line process)で、肉厚２０ｍｍ以上の厚肉電縫鋼管の電縫部を、高強度でかつ高靭性を有する電縫部とすることができないという問題があり、経済的に不利となるという問題があった。また、肉厚が２０ｍｍ以上の厚肉電縫鋼管で、特許文献１に記載されたような３０℃／ｓ超、１００℃／ｓ以下の冷却速度を、肉厚方向全域で確保することが困難になるという問題がある。また、肉厚が２０ｍｍ以上の厚肉電縫鋼管を、特許文献２に記載されたような５～２０℃／ｓの冷却速度で冷却すると、電縫部にフェライト＋パーライト組織が生成しやすく、電縫部の強度が低下しやすいという問題がある。
　また、特許文献３には、比較的厚い、肉厚１６．０ｍｍの例が記載されているだけで、肉厚２０ｍｍ以上の厚肉電縫鋼管についての言及はない。さらに、特許文献３に記載された技術では、加熱処理を２回施すなど複雑な工程を必要としている。特許文献３に記載された技術を、肉厚２０ｍｍ以上の厚肉電縫鋼管に適用する場合には、Ａｃ３変態域が第１回目の加熱および冷却によるベイナイト変態の発生域を完全にカバーし得る温度まで、再度、加熱する加熱処理を施すなど、複雑な工程を必要とし、多数の加熱装置(heating device)と長い加熱帯、さらには長い冷却帯を必要とするなど、経済的に不利となる問題がある。また、特許文献３に記載された技術では、更なる加熱設備等の増強なしには、インライン処理で、製管速度(pipe production speed)を低下させることなく、内厚２０ｍｍ以上の厚肉電縫鋼管の電縫部を、高強度でかつ高靭性を有する電縫部とする熱処理を施すことができないという問題がある。
　本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、ラインパイプ用として、ＡＰＩ　Ｘ５２～Ｘ８０級の高強度を有し、かつ母材部および電縫部がともに高靭性を有するラインパイプ用厚肉電縫鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明では、特に、焼戻を行うことなく１回の電縫部の熱処理で、電縫部を高靭性化することを指向する。なお、ここでいう「厚肉」とは、肉厚：２０ｍｍ以上である場合をいうものとする。またここでいう「高靭性」とは、ＣＴＯＤ試験(crack-tip-opening-displacement test)における試験温度：－２５℃での限界開口変位(critical opening displacement)δが０．８０ｍｍ以上である場合をいうものとする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、まず、肉厚２０ｍｍ以上の厚肉電縫鋼管の電縫部の靭性に及ぼす各種要因の影響について、鋭意研究を行った。
　その結果、電縫部の靭性をＣＴＯＤ試験で評価する場合には、電縫部を高靭性化するために電縫部の肉厚方向の全域を靭性に富む組織とする必要があることに想到し、電縫部を、焼戻処理を行うことなく１回の熱処理で高靭化するためには、電縫部全域でベイニティックフェライト相(bainitic ferrite phase)および／またはベイナイト相(bainite phase)からなる組織を１回の熱処理で確保する必要があること、マルテンサイト相(martensite phase)あるいはパーライト(pearlite)が混入した組織では、焼戻処理なしで、高靭性を確保することができないことに思い至った。そのため、冷却条件を図２に示すように、電縫部全域でマルテンサイトあるいはパーライトが生成する領域を避け、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生成する領域を通過するように制御冷却(controlled cooling)を行う必要があることに想到した。なお、図２中のＭはマルテンサイト、ＢＦはベイニティックフェライト、Ｆはフェライト、Ｐはパーライトを意味する。
　インラインでの電縫部の熱処理は、設備的制約から一般的に、高周波加熱等の加熱装置を用いて管外面から加熱し、水等を用いた冷却装置（水冷装置）を用いて管外面から冷却する方法で行われている。そのため、加熱の際に、管の肉厚方向に温度分布（temperature distribution）が生じ、肉厚方向に粒径分布（grain size distribution）が生じるのは避けられない。
　そこで、本発明者らは、このような制約された条件下で、電縫部の靭性に及ぼす各種要因について、鋭意研究した。その結果、電縫鋼管の管外面および管内面の加熱温度および冷却速度を適正範囲内に厳密に調整して、電縫部に熱処理を施せば、電縫部全域を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なる組織とすることができ、さらに肉厚方向で最も粗粒な位置の平均結晶粒径（最粗粒位置の平均結晶粒径）と肉厚方向で最も細粒な位置の平均結晶粒径（最細粒位置の平均結晶粒径）との比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、が２．０以下となる均一な組織とすることができ、１回の熱処理（１段の加熱冷却処理）で肉厚が２０ｍｍ以上の電縫鋼管の電縫部を高靭性化することができることを知見した。（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）が、２．０を超えて大きくなると、粗粒である部位が脆性亀裂(brittle crack)の起点(origination)となりやすくなるため、靭性が低下し、所望の高靭性を確保できなくなる。
　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る。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
　［１］厚肉熱延鋼板を素材とし、造管された、母材部と電縫部とからなる厚肉電縫鋼管であって、前記母材部が、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．８０～２．００％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％を含み、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．２５～０．５０％を満足する組成と、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なる組織とを有し、前記母材部が、降伏強さ：３６０ＭＰａ以上の高強度と、シャルピー衝撃試験(Charpy impact test)の破面遷移温度(fracture transition temperature)ｖＴｒｓが－４５℃以下である高靭性とを有し、前記電縫部が、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なり、かつ、肉厚方向の各位置で最も粗粒な位置での平均結晶粒径と肉厚方向で最も細粒な位置における平均結晶粒径との比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、が２．０以下となる組織を有し、前記電縫部が、ＣＴＯＤ試験における試験温度－２５℃での限界開口変位δが０．８０ｍｍ以上である高靭性を有することを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５　　‥‥（１）
　ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ：各元素の含有量（質量％）
　［２］前記組成が、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％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、前記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．２５～０．５０を満足する組成であることを特徴とする［１］に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
　［３］前記組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［２］に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
　［４］前記最細粒位置の平均結晶粒径が、１０μｍ以下であることを特徴とする［１］ないし［３］のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
　［５］厚肉電縫鋼管を出発素材とし、該厚肉電縫鋼管の電縫部にインラインで電縫部熱処理工程を施す厚肉電縫鋼管の製造方法であって、出発素材である前記厚肉電縫鋼管を、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．８０～２．００％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％を含み、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．２５～０．５０％を満足する組成と、肉厚方向の各位置で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なる組織とを有し、降伏強さ：３６０ＭＰａ以上の高強度と、肉厚方向各位置でシャルピー衝撃試験の破面遷移温度ｖＴｒｓが－４５℃以下である高靭性とを有する高強度厚肉電縫鋼管とし、前記電縫部熱処理工程を、前記電縫部の内厚方向の各位置の温度が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電縫部冷却処理とを行う工程とし、前記電縫部が、ＣＴＯＤ試験における試験温度－２５℃での限界開口変位δが０．８０ｍｍ以上である高靭性を有することを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５　　‥‥（１）
　ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ：各元素の含有量（質量％）
　［６］前記電縫部熱処理工程を、前記厚肉電縫鋼管の外面側に配置した誘導加熱装置と水冷装置とを用いて行う処理とし、前記電縫部加熱処理が管外表面温度で１１５０℃以下、管内表面温度で８３０℃以上となるように加熱する処理であり、前記電縫部冷却処理が、管外表面で、８００～５００℃間の平均冷却速度が７０℃／ｓ以下となり、管内表面で７５０～６５０℃間の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上となるように冷却する処理であることを特徴とする［５］に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
　［７］前記冷却装置を、冷却水を用いて冷却する装置とし、該冷却水の水量密度を１．２～５．０ｍ３／ｍ２ｍｉｎとし、かつ前記冷却の幅を前記電縫部中心を中心位置として円周方向に±５０ｍｍ以上とすることを特徴とする［６］に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
　［８］前記組成が、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％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、前記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．２５～０．５０を満足する組成であることを特徴とする［５］ないし［７］のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
　［９］前記組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［８］に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
　［１０］前記高強度厚肉電縫鋼管が、高強度厚肉熱延鋼板を素材とし、造管された電縫鋼管であり、前記高強度厚肉熱延鋼板が、前記組成を有する鋼素材に、加熱温度：１１００～１２８０℃の範囲の温度に加熱する加熱工程と、粗圧延とＡｒ３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延工程と、前記仕上圧延終了後、板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、コイル状に巻き取る冷却工程とを施して製造されたものであることを特徴とする［５］ないし［９］のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
　本発明によれば、ＡＰＩ　Ｘ５２～Ｘ８０級（降伏強さＹＳ：３６０ＭＰａ以上７０５ＭＰａ以下）の高強度を有し、かつ母材部、電縫部がともに高靭性を有するラインパイプ用厚肉電縫鋼管を、更なる特別な設備を増強することなく容易に安価に製造できる。また、本発明によれば、２段階の熱処理を施すことなく、１回の熱処理（加熱と冷却）で電縫部の組織を、全肉厚に亘って靭性に富むベイニティックフェライト相またはベイナイト相とすることができ、ＣＴＯＤ試験における試験温度－２５℃での限界開口変位δが０．８０ｍｍ以上である高靭性を容易に確保できるという効果もある。
図１は、本発明で電縫部に熱処理を施すために使用する、装置配列の一例を示す説明図である。 図２は、本発明で電縫部に施される熱処理の適正冷却範囲を模式的に示す説明図である。 図３は、本発明で電縫部熱処理で使用する水冷装置の一例を模式的に示す断面図である。
　本発明の厚肉電縫鋼管は、厚肉熱延鋼板を素材とし、好ましくは複数のロールで連続ロール成形し、略円筒形状に成形したのち、電縫溶接する造管工程により電縫鋼管とされた、母材部と電縫溶接部とからなる厚肉電縫鋼管である。
　素材である厚肉熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．８０～２．００％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％を含み、さらに好ましくは、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００１～０．０２５％、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％を含み、あるいは、さらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、次（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．２５～０．５０を満足する組成を有する。
　Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５　　‥‥（１）
（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ：各元素の含有量（質量％））
　まず、組成限定理由について、説明する。以下、とくに断わらないかぎり質量％は、単に％で記す。
　Ｃ：０．０２～０．１０％
　Ｃは、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％以上の含有を必要とする。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、パーライト、マルテンサイト等の硬質第二相（second hard phase）の生成を促進するために靭性の低下を招く。また、０．１０％を超えて多量にＣを含有すると、ベイナイト相の強度（硬さ）が過剰に上昇し、靭性が低下する。このようなことから、Ｃ含有量は０．０２～０．１０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０３～０．０８％である。
　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（scale-off quantity）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％以上の含有を必要とする。なお、Ｓｉは、Ｍｎ酸化物とともに粘度(viscosity)の高い共晶酸化物(eutectic oxide)を形成する。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り共晶酸化物の融点(melting point)が溶鋼温度(liquid steel temperature)を超え、酸化物が電縫部に残存しやすくなり、電縫部靭性を低下させる。一方、０．３０％を超えてＳｉを含有すると、赤スケール(red scale)の形成が著しくなり鋼管（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（鋼板）材質の均一性を低下させる。また、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると、共晶酸化物中のＳｉ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とともに、酸化物量が増加し、酸化物が電縫部に残存しやすくなり電縫部の靭性を低下させる。このため、Ｓｉ含有量は０．０５～０．３０％に限定した。なお、好ましくは０．１０～０．２５％である。
　Ｍｎ：０．８０～２．００％
　Ｍｎは、鋼中に固溶し固溶強化(solute strengthening)により鋼管の強度の増加に寄与させるとともに、焼入れ性(hardenability)の向上を介して変態強化（transformation strengthening）により鋼管の強度の増加、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の含有を必要とする。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。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り、酸化物の融点が溶鋼温度を超えるため酸化物が電縫部に残存しやすくなり、電縫部の靭性低下を招く。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とともに、酸化物量が増加し、酸化物が電縫部に残存しやすくなり電縫部靭性が低下する。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。このため、Ｍｎ含有量は０．８０～２．００％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．８０～１．８０％である。
　Ｎｂ：０．０１０～０．１００％
　Ｎｂは、鋼板製造時の熱間圧延中にＮｂ炭窒化物として微細に析出し、鋼管素材である鋼板の強度増加に寄与する元素である。また、Ｎｂは電縫鋼管の電縫部の熱処理時にオーステナイト粒（austenite grain）の粒成長（grain growth）を抑制し、電縫部の組織の微細化に寄与する。このような効果を確保するためには０．０１０％以上のＮｂの含有を必要とする。一方、０．１００％を超えて多量にＮｂを含有すると、Ｎｂ炭窒化物の析出量が増大し、鋼板の靭性、鋼管の母材の靭性、および鋼管の電縫部の靭性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は０．０１０～０．１００％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０３０～０．０７０％である。
　上記した成分が基本の成分であるが、必要に応じて、上記した基本の成分に加えてさらに、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００１～０．０２５％、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％を含有することができる。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、粒界(grain boundary)に偏析する傾向が強く、そのため靭性を低下させる。そこで、Ｐ含有量をできるだけ低減することが好ましい。本発明ではＰ含有量を０．０３０％までは許容できる。このようなことから、Ｐ含有量は０．０３０％以下に限定した。なお、Ｐ含有量の過剰な低減は精錬時間(refining time)の長時間化を招き、製造コストの上昇を招くため、Ｐ含有量を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含有量はできるだけ低減することが好ましい。本発明ではＳ含有量を０．００５０％までは許容できる。このようなことから、Ｓ含有量は０．００５０％以下に限定した。なお、Ｓ含有量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、Ｓ含有量を０．０００２％以上とすることが望ましい。
　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の含有を必要とする。一方、０．０２５％を超える多量のＴｉの含有は、結晶粒の劈開面に沿って析出するＴｉ炭窒化物量が増加し、鋼板の靭性、鋼管の母材の靭性、および鋼管の電縫部の靭性を低下させる。このようなことから、Ｔｉ含有量は０．００１～０．０２５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．００５～０．０１５％である。
　Ａｌ：０．０１～０．０８％
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を確保するためには、０．０１％以上のＡｌの含有を必要とする。一方、Ａｌ含有量が０．０８％を超えると、Ａｌ酸化物の生成が著しくなり、とくに電縫部でＡｌ酸化物が残存しやすく、電縫部の靭性が低下する。このため、Ａｌ含有量は０．０１～０．０８％の範囲に限定した。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
　Ｃａは、ＭｎＳ等の硫化物の形態制御（morphology control）に有効に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０００５％以上のＣａの含有を必要とする。一方、０．００５０％を超えてＣａを含有しても、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とともに、Ｃａ酸化物量が多くなり、とくに電縫部靭性が低下する。このため、Ｃａ含有量は０．０００５～０．００５０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．００１０～０．００３５％である。
　必要に応じて、上記した成分に加えてさらに、選択元素として、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上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％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ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、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
　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。一方、０．５０％を超えてＣｕを含有しても、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。このため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０．５０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．３５％以下である。
　Ｎｉは、Ｃｕと同様に、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Ｎｉを含有することが望ましい。一方、０．５０％を超えてＮｉを含有すると、鋳片（スラブ(slab)）加熱時に結晶粒の粒界の酸化が激しくなり、表面欠陥(surface defect)の発生を助長する。このため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は０．５０％以下に限定することが好ましい。なお、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。一方、０．５０％を超えてＣｒを含有すると、電縫部でＣｒ酸化物を形成し電縫部の靭性を著しく低下させる。このため、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は０．５０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．３０％以下である。
　Ｍｏは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒと同様に、焼入れ性向上を介して、強度および、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。一方、０．５０％を超えてＭｏを含有すると、電縫部熱処理時に電縫部に硬質第二相が生成されやすくなり、電縫部の靭性が低下する。このため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量は０．５０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．２５％以下である。
　Ｖは、鋼中に固溶し固溶強化により、また炭化物として析出し析出強化（precipitation strengthening）により、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。一方、０．１０％を超えてＶを含有しても、効果が飽和し、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Ｖ含有量は０．１０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００５～０．０８５％である。
　上記した成分を上記した範囲で、かつ次（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．２５～０．５０を満足するように調整して含有する。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５　　‥‥（１）
　（ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ：各元素の含有量（質量％））
　なお、（１）式に記載される元素で含有しないものがある場合には、当該元素の含有量を零として（１）式で定義されるＣｅｑを算出するものとする。
　Ｃｅｑが０．２５％未満では、焼入れ性が低下し、パーライト組織が形成されるようになる。とくに、肉厚２０ｍｍ以上、電縫部を管外面からのみ冷却する場合には、管内面の組織が（フェライト＋パーライト）組織となり靭性が低下する。また、電縫部において所望の高強度を確保することが困難となる。なお、電縫部での高強度とは、母材部の引張強さＴＳと比較して５％以上の強度低下がない場合をいう。一方、０．５０％を超えてＣｅｑが大きくなると、焼入れ性の向上が著しくなり、管外面の組織がマルテンサイト組織となり、靭性が低下する。このため、Ｃｅｑは０．２５～０．５０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．２５～０．４５％である。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、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。
　そして、素材である厚肉熱延鋼板は、上記した組成を有し、さらに板厚方向の各部位で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なる組織を有する。組織を板厚方向の各部位で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なる組織とすることにより、降伏強さ：３６０ＭＰａ以上の高強度と、ＣＴＯＤ試験における試験温度－２５℃での限界開口変位δが０．８０ｍｍ以上である高靭性を兼備する厚肉熱延鋼板となり、得られる電縫鋼管も所望の高強度と高靭性を兼備する鋼管となる。なお、ベイニティックフェライト相、ベイナイト相以外の第二相としては、島状の微細マルテンサイト（ＭＡ（M-A Constituent）とも称す）、残留オーステナイト（residual austenite）、パーライト、マルテンサイト（表３のＰとＭから）の1種以上等が例示できる。これらは面積率で合計５％以下であれば含有してもよい。
　上記した組成、組織を有する厚肉熱延鋼板の好ましい製造方法について、説明する。
　本発明で素材として使用する厚肉熱延鋼板は、上記した組成を有する鋼素材に、加熱温度：１１００～１２８０℃の範囲の温度に加熱する加熱工程と、粗圧延(rough rolling)とＡｒ３変態点以上９３０℃以下の未再結晶温度域(no-recrystallization temperature range)での累積圧下率(cumulative rolling reduction ratio)が２０％以上となる仕上圧延(finishing rolling)とからなる熱延工程と、上記仕上圧延終了後、直ちに、板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、コイル状に巻き取る冷却工程とを施して製造されることが好ましい。
　鋼素材の製造方法については、上記した組成を有する鋼素材であれば、その製造方法はとくに限定されない。上記した組成を有する溶鋼を転炉等に常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法(continuous casting process)等常用の鋳造方法により、所定寸法形状のスラブ等の鋳片に鋳造されることが、生産性の観点から好ましい。
　得られた鋼素材は、加熱温度：１１００～１２８０℃の範囲の温度に加熱する加熱工程を施される。
　加熱温度：１１００～１２８０℃
　鋼素材の加熱温度が、１１００℃未満では、連続鋳造時に生成した炭化物等を完全に固溶させることができず、所望の鋼板強度を確保できなくなる。一方、１２８０℃を超えて高温となると、オーステナイト粒の粗大化が著しくなり、所望の鋼板靭性を確保できなくなる。このため、鋼素材の加熱温度は１１００～１２８０℃の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは１１５０～１２５０℃である。上記した加熱温度の範囲は、加熱炉の炉内温度範囲であり、鋼素材の温度ではない。
　加熱された鋼素材は、ついで、熱延工程を施され厚肉熱延鋼板とされる。熱延工程は、粗圧延と仕上圧延とからなる。粗圧延の条件は、とくに限定する必要はなく、所望の形状寸法のシートバー(sheet bar)を製造できる条件であればよい。仕上圧延は、Ａｒ３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％以上となる圧延とする。
　未再結晶温度域での累積圧下率：２０％以上
　未再結晶温度域（Ａｒ３変態点以上９３０℃以下）での累積圧下率が２０％未満では、ベイニティックフェライトの生成サイトが不足し、得られる組織が粗大化して、鋼板靭性が低下し、鋼管の母材部の靭性が低下する。一方、累積圧下率が８０％を超えても、効果が飽和するうえ、圧延機への負荷が増大する。このようなことから、熱延工程の仕上圧延における未再結晶温度域（Ａｒ３変態点以上９３０℃以下）の累積圧下率は２０％以上、好ましくは８０％以下に限定することが好ましい。
　熱延工程を経た厚肉熱延鋼板は、仕上圧延終了後、直ちに、好ましくは６ｓ以内にランアウトテーブル(run out table)上で冷却工程を施される。冷却工程では、板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、コイル状に巻き取る工程とする。
　板厚中心位置での平均冷却速度：１０～１００℃／ｓ
　平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の焼入れ性向上元素を含有していても、鋼板内にフェライト相やパーライトが一部生成して、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なる組織を確保できなくなる。一方、１００℃／ｓを超えると、マルテンサイト相が生成され、所望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からなる組織を確保できなくなり、強度が高くなりすぎて靭性が低下する。このため、板厚中心位置での平均冷却速度を１０～１００℃／ｓの範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは１０～６０℃／ｓである。
　冷却停止温度：６５０℃以下
　冷却停止温度が、６５０℃を超えて高くなると、Ｎｂ炭窒化物等の析出粒子が粗大化し、強度が低下し所望の高強度を確保できなくなるうえ、巻取り後の徐冷でパーライトが生成し、鋼板靭性が低下し鋼管母材部靭性が低下する。このため、冷却停止温度は６５０℃以下に限定することが好ましい。なお、冷却停止温度は３００℃以上とすることがより好ましい。冷却停止温度が３００℃を下回ると、冷却速度を上記した１０～１００℃／ｓの範囲に調整しても、マルテンサイト相が一部生成する場合があり、靭性の低下を招く。このため、冷却停止温度は３００～６５０℃とすることがより好ましい。なお、冷却停止後、直ちにコイル状に巻き取るため、巻取温度は、上記した温度範囲となる。
　上記した好ましい製造方法で得られた厚肉熱延鋼板を素材として、造管工程(pipe prodiction process)を施して母材部と電縫部とからなる厚肉電縫鋼管とする。これにより、母材部が、降伏強さ：５２ｋｓｉ以上（３６０ＭＰａ以上）の高強度と、ＣＴＯＤ試験における試験温度－２５℃での限界開口変位δが０．８０ｍｍ以上である高靭性とを兼備する高強度厚肉電縫鋼管とすることができる。
　造管工程としては、鋼板を、冷間で複数のロールにより略円形断面(approximate circular cross-section)のオープン管(open pipe)に連続成形し、ついで該オープン管の相対する端面を高周波誘導加熱(high-frequency induction heating)または高周波抵抗加熱(high-frequency resistance heating)で融点以上に加熱しスクイズロール(squeeze roll)で圧接する、電縫鋼管の製造設備を用いる常用の造管工程を適用することが好ましい。なお、本発明では、この造管工程に限定されないことは言うまでもない。
　本発明では、上記した組成および、組織を有し、上記した高強度と高靭性を兼備し、母材部と電縫部からなる高強度厚肉電縫鋼管を素材として、該電縫部に、インラインで電縫部に熱処理工程を施し、高靭性の電縫部を有する厚肉電縫鋼管とする。
　上記した組成範囲の熱延鋼板を電縫溶接すると、電縫部は、電縫溶接時に急速加熱され急速冷却されて、靭性に劣る上部ベイナイト相(upper bainite phase)を主体とする組織となる。このため、靭性に富む電縫部とするため、靭性に劣る上部ベイナイト相を消失させ、靭性に富むベイニティックフェライト相またはベイナイト相からなる組織とする必要がある。そこで、本発明では電縫部に電縫部の熱処理工程を施す。電縫部の熱処理工程は、電縫部の加熱処理と電縫部の冷却処理とからなる。
　電縫部の加熱処理は、電縫部の肉厚方向の各位置の温度が８３０～１１５０℃の範囲の温度となるように加熱する処理とする。なお、高周波誘導加熱は、管外面側の電縫部に対応する位置に、誘導加熱コイル（induction heating coil）を複数台設置して行うことが好ましい。なお、電縫部を所望の加熱温度まで、搬送速度に応じて所定の距離内で加熱可能となるように、加熱コイルの構造および、設置台数を調整することは言うまでもない。
　電縫部の加熱温度：８３０～１１５０℃
　電縫部の肉厚方向の各位置の温度が、８３０℃未満では、上部ベイナイト相を消失させることができず、電縫部が所望の高靭性を保持することができない。一方、電縫部の加熱温度を１１５０℃を超えて高温とすると、オーステナイト粒が粗大化し、焼入れ性が増加しマルテンサイト相を形成しやすくなり、電縫部の靭性が低下する。このため、電縫部の加熱工程の加熱温度は８３０～１１５０℃の範囲に限定した。電縫部の加熱処理を、管外面側に設置した加熱コイルで行う場合には、電縫部の管外面が最も高い温度に、管内面側が最も低い温度となる温度分布を呈するため、管外面と管内面がともに上記した温度範囲となるように、投入電力(supplied power)等を調整する必要がある。
　加熱された電縫部はついで、電縫部の冷却処理を施される。電縫部の冷却処理は、電縫部の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処理とする。なお、電縫部の冷却処理は図３に示すように、管外面側に水冷装置を配設し、冷却水を用いて冷却することが好ましい。
　電縫部の平均冷却速度：１０～７０℃／ｓ
　また、電縫部の冷却処理は、電縫部の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処理とする。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、フェライト＋パーライト組織が形成され、電縫部の強度が母材部より低下し電縫部の破断を招く恐れがある。一方、７０℃／ｓを超えて冷却速度が大きくなると、マルテンサイト相が生成され、電縫部の硬さ（強度）が過度に上昇し靭性が低下する。このため、電縫部の冷却処理では、平均冷却速度を１０～７０℃／ｓの範囲に限定した。なお、電縫部の冷却処理は、冷却水を用いて冷却する処理とすることが好ましい。管外面から冷却水により片側冷却する場合には、管外面が７０℃／ｓ以下、管内面が１０℃／ｓ以上となるように調整する。
　管外面側から冷却水により片側冷却する場合には、水冷装置（冷却ノズル）は、冷却水の水量密度が１．２～５．０ｍ３／ｍ２・ｍｉｎとなるような装置とすることが好ましい。冷却水の水量密度が１．２ｍ３／ｍ２・ｍｉｎ未満では、所望の冷却速度を確保できない。一方、冷却水の水量密度が５．０ｍ３／ｍ２・ｍｉｎを超えて多くなると、冷却能（cooling power）が大きくなりすぎて、冷却面（cooling surface）と冷却裏面との温度差が大きくなりすぎ、上反り等のトラブル発生が懸念され、製造上問題を残すことになる。
　また、水冷装置（冷却ノズル）は、その冷却幅を電縫部中心を中心位置として円周方向に±５０ｍｍ以上とすることが好ましい。というのは、電縫部の加熱領域のみの冷却では不十分であり、冷却幅を電縫部中心を中心位置として円周方向に±５０ｍｍ以上とすることにより、電縫部の加熱領域の周辺領域まで冷却水で冷却することができ、管円周方向からの抜熱が促進され、厚肉の場合でも冷却水を掛ける側（冷却面）の反対側（裏面）の冷却速度を増加させることができる。そのために、冷却幅を円周方向に±５０ｍｍ以上とすることが好ましい。これにより、厚肉の場合でも所望の冷却速度を確保できるようになる。なお、水冷装置（冷却ノズル）の形状は、所定の冷却幅が確保できれば、とくに限定されない。
　上記した製造方法で得られる厚肉電縫鋼管の電縫部は、肉厚方向の各位置で、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なり、かつ肉厚方向で最も粗粒な位置の平均結晶粒径（最粗粒位置の平均結晶粒径）と肉厚方向で最も細粒な位置の平均結晶粒径（最細粒位置の平均結晶粒径）との比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、が２．０以下となる組織を有する。（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）が２．０を超えると、粗粒位置が亀裂の起点となり、脆性破壊が発生し、所望の高靭性を確保できない。このため、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）を、２．０以下に限定した。なお、好ましくは１．５以下である。また、最細粒位置の平均結晶粒径は、１０μｍ以下とすることが、靭性確保の観点から好ましい。より好ましくは８．０μｍである。なお、下記の方法で各位置における平均結晶粒径を求め、最も小さい平均結晶粒径を最細粒位置の平均結晶粒径、最も大きい平均結晶粒径を最粗粒位置の平均結晶粒径とする。
　なお、肉厚方向の各位置（１/８ｔ、１/４ｔ、１／２ｔ、３／４ｔ、７／８ｔ）で、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の規定の方法で平均結晶粒径ｄを求める。なお、ｔは肉厚方向における厚みを意味する。
　これにより、電縫部は、ＣＴＯＤ試験における試験温度－２５℃での限界開口変位δが０．８０ｍｍ以上である高靭性を有する電縫部となる。
　以下、さらに実施例に基づいて、本発明について説明する。
（Ａ）厚肉熱延鋼板の製造
　表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で肉厚：２１０ｍｍのスラブ（鋼素材）とした。得られた鋼素材を、表２に示す加熱温度に加熱する加熱工程と粗圧延と表２に示す条件の仕上圧延とを施し熱延鋼板とする熱延工程を施し、仕上圧延終了後、表２に示す平均冷却速度で表２に示す冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度を巻取温度としてコイル状に巻き取る冷却工程を施した。得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施した。試験方法はつぎのとおりである。
（１）組織観察
　得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食（nital etching）して、走査型電子顕微鏡（scanning electron microscope）（倍率：２０００倍）で肉厚１／２位置で組織を観察し、各２視野で組織を撮影した。得られた組織写真から、組織の種類を同定し、さらに画像解析（image analysis ）により各相の面積率（分率）を算出した。
（２）引張試験
　得られた熱延鋼板から、圧延方向と直角方向（Ｃ方向）が引張方向となるように、ＡＳＴＭ　Ａ３７０の規定に準拠して引張試験（tensile test）を実施し、引張特性（tensile property）（降伏強さ（yield strength）ＹＳ、引張強さ（tension strength）ＴＳ、伸び(elongation)Ｅｌ）を測定した。
（３）衝撃試験
　得られた熱延鋼板から、圧延方向と直角方向（Ｃ方向）が試験片長手方向となるように、板厚の１／２位置からＶノッチ試験片(V-notched test bar)を採取し、ＡＳＴＭ　Ａ３７０の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求めた。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明の好適範囲内で製造された熱延鋼板はいずれも、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なる組織を有し、降伏強さＹＳ：３６０ＭＰａ以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度ｖＴｒｓが－４５℃以下である高靭性とを有する厚肉熱延鋼板となっている。
（Ｂ）厚肉電縫鋼管の製造
　（Ａ）で製造された厚肉熱延鋼板の一部を素材として、冷間で複数のロールにより略円形断面のオープン管に連続成形し、ついで該オープン管の相対する端面を高周波誘導加熱または高周波抵抗加熱で融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する、電縫鋼管製造設備を用いる常用の造管工程を適用して、表４に示す寸法の厚肉電縫鋼管とした。
　得られた厚肉電縫鋼管の電縫部に、電縫鋼管製造設備の出側のインラインに、電縫部熱処理用として管外面側に、複数台の誘導加熱装置を配設した誘導加熱手段と、該誘導加熱手段の出側に複数台の水冷装置（冷却ノズル）を配設した冷却手段（水冷部）とにより、表４に示す加熱処理と冷却処理からなる電縫部熱処理を施した。
　得られた厚肉電縫鋼管の母材部、電縫部から試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験、ＣＴＯＤ試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（Ｂ１）組織観察
　得られた電縫鋼管の母材部、電縫部から組織観察用の試験片を採取し、管長手方向断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：２０００倍）で肉厚方向各位置（１／８t、１／４ｔ、１／２ｔ、３／４ｔ、７／８ｔ）で組織を観察し、各２視野で組織を撮影した。
　得られた組織写真から、組織の種類を同定し、さらに画像解析により各相の面積率を算出した。なお、電縫部については、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、切断法(method of section)で、隣接するこの結晶粒界の間の平均距離を測定し、肉厚方向の各位置での平均結晶粒径とした。得られた肉厚方向の各位置での平均結晶粒径から、最も粗粒な位置と最も細粒な位置とを決定し、それら位置の平均結晶粒径の比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、を算出した。
（Ｂ２）引張試験
　得られた電縫鋼管の９０℃位置（電縫部を１２時の位置とした時の３時の位置）から、円周方向が引張方向となるように、ＡＳＴＭ　Ａ３７０に準拠して引張試験を実施し、母材部の引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を測定した。また、得られた電縫鋼管の電縫部から、同様に引張試験片を採取し、電縫部の引張特性（引張強さＴＳ）を求めた。
（Ｂ３）衝撃試験
　得られた電縫鋼管から、円周方向が試験片長手方向となるように、肉厚１／２位置からＶノッチ試験片を採取し、ＡＳＴＭ　Ａ３７０の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求めた。
（Ｂ４）ＣＴＯＤ試験
　得られた電縫鋼管の母材部および電縫部から、円周方向が試験片長手方向となるように、ＣＴＯＤ試験片を採取した。得られた試験片を用いて、ＢＳ　７４４８の規定に準拠して試験温度：－２５℃でＣＴＯＤ試験を実施し、限界開口変位δを求めた。なお、母材部、電縫部ともに開口変位δの算出にあたって必要となる－２５℃での降伏応力σＹは、次式（２）を用いて算出した値を使用した。
　σＹ＝σ０ｅｘｐ（（４８１．４－６６．５ｌｎσ０）（１／（Ｔ＋２７３）－１／２７３））‥‥（２）
　ここで、σ０：常温での降伏応力（ＭＰａ）
　　　　　Ｔ：試験温度（℃）
　得られた結果を表５（表５－１、表５－２を併せて表５とする。）に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本発明例はいずれも、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なる組織を有し、降伏強さＹＳ：３６０ＭＰａ以上の高強度と、ＣＴＯＤ試験における試験温度－２５℃での限界開口変位δが０．８０ｍｍ以上である高靭性とを有する母材部と、肉厚方向各位置で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なる組織を有し、ＣＴＯＤ試験における試験温度－２５℃での限界開口変位δが０．８０ｍｍ以上である高靭性を有する電縫部とからなる厚肉電縫鋼管となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、電縫部の靭性が低下している。
 

Claims (10)

  1. 　厚肉熱延鋼板を素材とし、造管された、母材部と電縫部とからなる厚肉電縫鋼管であって、
    　前記母材部が、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．８０～２．００％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％を含み、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．２５～０．５０％を満足する組成と、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なる組織とを有し、
    　前記母材部が、降伏強さ：３６０ＭＰａ以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度ｖＴｒｓが－４５℃以下である高靭性とを有し、
    　前記電縫部が、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なり、かつ、肉厚方向の各位置で最も粗粒な位置での平均結晶粒径と肉厚方向で最も細粒な位置における平均結晶粒径との比、（最粗粒位置の平均結晶粒径）／（最細粒位置の平均結晶粒径）、が２．０以下となる組織を有し、
    　前記電縫部が、ＣＴＯＤ試験における試験温度－２５℃での限界開口変位δが０．８０ｍｍ以上である高靭性を有することを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５　　‥‥（１）
    　ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ：各元素の含有量（質量％）
  2. 　前記組成が、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％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、前記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．２５～０．５０を満足する組成であることを特徴とする請求項１に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
  3. 　前記組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
  4. 　前記最細粒位置の平均結晶粒径が、１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管。
  5. 　厚肉電縫鋼管を出発素材とし、該厚肉電縫鋼管の電縫部にインラインで電縫部熱処理工程を施す厚肉電縫鋼管の製造方法であって、
    　出発素材である前記厚肉電縫鋼管を、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．８０～２．００％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％を含み、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．２５～０．５０を満足する組成と、肉厚方向の各位置で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なる組織とを有し、降伏強さ：３６０ＭＰａ以上の高強度と、肉厚方向各位置でシャルピー衝撃試験の破面遷移温度ｖＴｒｓが－４５℃以下である高靭性とを有する高強度厚肉電縫鋼管とし、
    　前記電縫部熱処理工程を、前記電縫部の内厚方向各位置の温度が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電縫部冷却処理とを行う工程とし、
    　前記電縫部が、ＣＴＯＤ試験における試験温度－２５℃での限界開口変位δが０．８０ｍｍ以上である高靭性を有することを特徴とするラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５　　‥‥（１）
    　ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ：各元素の含有量（質量％）
  6. 　前記電縫部熱処理工程を、前記厚肉電縫鋼管の外面側に配置した誘導加熱装置と水冷装置とを用いて行う処理とし、
    　前記電縫部加熱処理が管外表面温度で１１５０℃以下、管内表面温度で８３０℃以上となるように加熱する処理であり、
    　前記電縫部冷却処理が、管外表面で、８００～５００℃間の平均冷却速度が７０℃／ｓ以下となり、管内表面で７５０～６５０℃間の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上となるように冷却する処理であることを特徴とする請求項５に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
  7. 　前記冷却装置を、冷却水を用いて冷却する装置とし、該冷却水の水量密度を１．２～５．０ｍ３／ｍ２ｍｉｎとし、かつ前記冷却の幅を前記電縫部中心を中心位置として円周方向に±５０ｍｍ以上とすることを特徴とする請求項６に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
  8. 　前記組成が、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％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、前記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．２５～０．５０を満足する組成であることを特徴とする請求項５ないし７のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
  9. 　前記組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項８に記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
  10. 　前記高強度厚肉電縫鋼管が、高強度厚肉熱延鋼板を素材とし、造管された電縫鋼管であり、
    　前記高強度厚肉熱延鋼板が、前記組成を有する鋼素材に、加熱温度：１１００～１２８０℃の範囲の温度に加熱する加熱工程と、粗圧延とＡｒ３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延工程と、前記仕上圧延終了後、板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、コイル状に巻き取る冷却工程とを施して製造されたものであることを特徴とする請求項５ないし９のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉電縫鋼管の製造方法。
     
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