JP6004144B1 - 高強度電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

優れた曲げ特性を有する高強度電縫鋼管を提供する。質量％で、C：0.04〜0.15％、Si：0.10〜0.50％、Mn：1.0〜2.2％、P：0.050％以下、S：0.005％以下、Cr：0.2〜1.0％、Ti：0.005〜0.030％、Al：0.010〜0.050％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、ポリゴナルフェライトを体積分率で70％以上とし、体積率で3〜20％の残留オーステナイトと、残部がマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトのうちから選ばれた１種または２種以上からなり、ポリゴナルフェライトが、平均粒径：5μm以上、アスペクト比が1.40以下である組織と、を有する電縫鋼管。

Description

本発明は、石油・天然ガスを輸送するラインパイプ用電縫鋼管に係り、特に、リールバージ敷設用として好適な、X60（降伏強さYS：415MPa以上）級以上の高強度で、優れた曲げ特性を有する高強度電縫鋼管およびその製造方法に関する。

近年、海底パイプラインの敷設方法として、リールバージ法が多用されるようになっている。リールバージ法は、予め、陸上でパイプの円周溶接、検査、コーティング等を行い、できあがった長尺のパイプをバージ船のリールに巻き取って、目的とする海上で、リールからパイプを巻き戻しながら、海底にパイプラインを敷設する方法である。このリールバージ法は海底パイプラインの敷設作業を非常に効率的に行うことができる。しかし、リールバージ法では、パイプ巻取り時およびパイプ敷設時にパイプの一部に曲げ−曲げ戻しによる引張及び圧縮の応力が作用する。このため、使用したパイプに局部的な破断、座屈が生じ、それを起点としてパイプの破壊が発生する場合がある。そのため、リールバージ法で敷設するパイプライン用鋼管としては、曲げ特性、すなわち、曲げ変形時の圧縮側での耐座屈性と引張側での耐破断性に優れた鋼管とする必要がある。耐座屈性は管の形状均一性が支配するところが大きく、また、耐破断性は均一伸びが大きく、延性破壊を防止できることが重要となる。

このような局部的な破断、座屈を防止する観点から、従来では、リールバージ法による敷設を適用されるパイプラインでは、主として、継目無鋼管が用いられてきた。

しかし、近年、経済的な観点から、ラインパイプ用として電縫鋼管が適用されるようになっている。電縫鋼管は、肉厚偏差や真円度が継目無鋼管に比べて良好であり、形状因子の影響を強く受ける耐座屈性に関しては、継目無鋼管よりも優位にある。しかし、電縫鋼管は、熱延鋼板を冷間で連続的なロール成形により、略円筒状に成形されるため、管軸方向に相当量の塑性ひずみが導入され、管軸方向の均一伸びが低下する。このため、通常、電縫鋼管の均一伸びは、継目無鋼管のそれよりも低く、小さな歪でも破断が発生しやすくなり、継目無鋼管に比して耐破断性が低下することになる。

このようなことから、電縫鋼管を、リールバージ敷設されるラインパイプ用として適用する場合には、通常、造管後に、均一伸びが高くなるように焼鈍処理が施されるため、能率低下や生産コストの上昇といったデメリットを伴う。

鋼材（鋼板）の均一伸びを向上させる一つの方法として、Si含有量を高め、残留オーステナイトのTRIP（Transformation Induced Plasticity）現象を利用する方法がある。しかし、この現象を利用するためには、鋼板のSi含有量を高めることが一般的に行われている。しかし、電縫鋼管用鋼板のSi含有量を高めると、電縫溶接時に形成された高融点酸化物が電縫溶接部に残存するため、電縫溶接部の品質を低下させるという問題がある。

また、特許文献１には、耐座屈特性に優れた高強度鋼管の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術では、質量％で、C：0.02〜0.15％、Si：0.1〜2.0％、Mn：0.5〜2.0％、Al：0.01〜0.1％、N：0.01％以下、P：0.02％以下、S：0.005％以下、を含有し、さらに、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下の１種または２種以上、あるいはさらにMo：1.0％以下、Cu：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Cr：1.0％以下の１種または２種以上を含有する、Si含有量を比較的低く抑制した組成のスラブを、1050℃以上に加熱後、再結晶温度以上で粗圧延を行い、その後、Ar₃変態点［℃］以上900℃以下で累積圧下量が65％以上の仕上げ圧延を行い、Ar₃変態点［℃］以上の温度から5℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、（Ts−50℃）〜（Ts＋100℃）の範囲で30〜300ｓ保持した後、20℃/ｓ以上の冷却速度で350〜450℃の温度まで冷却し、その後徐冷して、残留オーステナイトを残存させた鋼板を、冷間成形で中空形状とした後、シーム溶接を施し、平均結晶粒径が10μｍ以下、面積率が70〜90％のフェライトと残部が残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトからなるミクロ組織を有し、X線解析による残留オーステナイト量が体積分率で5〜15％であり、肉厚が10mm以上、外径が100mm以上であるUOE鋼管とする。なお、Tsは、以下の式(1)で表される。
Ts［℃］=780-270×C-90×Mn-37×Ni-70×Cr-83×Mo ・・・ （1）

特許第3749704号公報

しかしながら、特許文献１に記載された技術では、冷却途中で、等温保持を必要としており、連続的に配置された冷却ゾーンを一方向に搬送されながら冷却する熱延ラインでは、設備長さを非常に長くする必要がある。また、特許文献１に記載された技術では、冷却停止温度は350〜450℃であり、変形抵抗が大きくなり、鋼板をコイル状に巻き取ることが困難となるという問題がある。しかも、特許文献１には、鋼管の均一伸び向上について、言及する記載はない。

本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、管全体に対する熱処理を施すことなく、管軸方向の均一伸びが向上し、優れた曲げ特性を有する高強度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。

なお、ここでいう「高強度」は、管軸方向の降伏強さYSが415MPa以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「優れた曲げ特性」とは、とくに耐破断性に関し、管軸方向の均一伸びEluが8％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、電縫鋼管用の管素材である熱延鋼板の均一伸びに影響する各種要因について、鋭意検討した。その結果、管全体に対する熱処理を実施せずに、均一伸びを向上させるためには、まず、フェライトフォーマーであるCrを活用することに思い至った。そして、フェライトフォーマーであるCrを積極的に適正量含有させた組成と、熱間圧延後の冷却を適正な範囲に調整することを組み合わせることにより、高温で変態し、アスペクト比の小さいポリゴナルフェライトを主体とする組織を形成でき、未変態オーステナイトへのC排出が促進され、巻取工程を経た後も所望の残留オーステナイト量を確保することができることを知見した。また、Crに加えてさらに、Mn、Mo等の焼入れ性向上元素の含有量を高めることが有効であることも知見した。このような熱延鋼板を管素材として使用すれば、管軸方向で8％以上と高い均一伸びを有する電縫鋼管が製造でき、リールバージ用として好適であることを知見した。

本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、C：0.04〜0.15％、Si：0.10〜0.50％、Mn：1.0〜2.2％、P：0.050％以下、S：0.005％以下、Cr：0.2〜1.0％、Ti：0.005〜0.030％、Al：0.010〜0.050％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、ポリゴナルフェライトを体積分率で70％以上とし、体積率で3〜20％の残留オーステナイトと、残部がマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトのうちから選ばれた１種又は２種以上からなり、前記ポリゴナルフェライトが、平均粒径：5μm以上、アスペクト比が1.40以下である組織と、を有する高強度電縫鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含む高強度電縫鋼管。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.10％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する高強度電縫鋼管。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0050％を含有する組成とする高強度電縫鋼管。
（５）（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度電縫鋼管の製造方法であり、鋼素材に、加熱と、熱間圧延と、熱間圧延後の冷却とを施して熱延鋼帯とし、該熱延鋼帯をコイル状に巻取る管素材製造工程と、前記熱延鋼帯を、略円形断面のオープン管に成形したのち、該オープン管の幅方向端面同士を突き合わせて融点以上に加熱し、圧接して電縫鋼管となす造管工程と、該電縫鋼管の電縫溶接部をインラインで熱処理を施すインライン熱処理工程と、を含む電縫鋼管の製造方法において、
前記管素材製造工程における前記加熱が、加熱温度：1100〜1250℃とする加熱であり、前記管素材製造工程における前記熱間圧延後の冷却を、鋼帯板厚方向中心位置の温度が、熱間圧延最終パスを出た時間ｔ_０を基点として20ｓ後の温度T_２０で650℃超えで、かつ熱間圧延最終パスを出た時間ｔ_０を基点として80ｓ後の温度T_８０で650℃未満になるように調整し、冷却停止温度：600〜450℃の温度域の温度まで連続的に冷却する冷却とし、前記インライン熱処理工程における前記熱処理を、前記電縫溶接部の肉厚方向における最低温度部が800℃以上、最高加熱温度が1150℃以下となるように加熱した後、水冷または放冷して、前記電縫溶接部の肉厚方向における最高温度で500℃以下まで冷却する処理とする高強度電縫鋼管の製造方法。
（６）（５）において、前記造管工程が、前記熱延鋼帯を、巻き戻し、複数のロールで連続的に成形し、略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の幅方向端面同士を突き合わせて、前記オープン管の幅方向端面を融点以上に加熱し、圧接して電縫鋼管となす造管工程である高強度電縫鋼管の製造方法。

本発明によれば、リールバージ法、さらには、S−Lay法、J−Lay法などの敷設方法で敷設される海底パイプラインや、地震地帯などの地殻変動地帯に敷設されるパイプラインなどのラインパイプ用として好適な、X60級以上の高強度で曲げ特性に優れた高強度電縫鋼管を、管全体に対する熱処理を行うことなく、継目無鋼管に比べて安価に製造できるという、産業上格段の効果を奏する。また本発明は、ラインパイプ用以外にも、例えば、土木建築用等の高変形能が要求される使途にも有効に寄与できるという効果を奏する。

本発明の電縫鋼管は、質量％で、C：0.04〜0.15％、Si：0.10〜0.50％、Mn：1.0〜2.2％、P：0.050％以下、S：0.005％以下、Cr：0.2〜1.0％、Ti：0.005〜0.030％、Al：0.010〜0.050％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、ポリゴナルフェライトを体積分率で70％以上とし、体積分率で3〜20％の残留オーステナイトと、残部がマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトのうちから選ばれた１種または２種以上からなり、ポリゴナルフェライトが、平均粒径：5μm以上、アスペクト比が1.40以下である組織と、を有し、管軸方向の降伏強さYSが415MPa以上であり、管軸方向の均一伸びEluが8％以上である。

まず、本発明の電縫鋼管の組成限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、単に％で記す。

C：0.04〜0.15％
Cは、オーステナイト相の安定化に寄与する元素であり、本発明では所望の残留オーステナイト量を確保するために重要な元素である。このような効果を得るためには、0.04％以上のCの含有を必要とする。一方、0.15％を超えるCの含有は、溶接性を低下させる。このため、Cは0.04〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Cは0.06％以上である。好ましくは、Cは0.12％以下である。より好ましくは、Cは0.08〜0.12％である。

Si：0.10〜0.50％
Siは、脱酸剤として作用し、また、セメンタイトの析出を抑制し、残留オーステナイトの生成に大きく寄与する元素である。また、Siは、熱間圧延時のスケールオフ量を小さくする作用を有する。このような効果を得るためには、0.10％以上のSiの含有を必要とする。一方、0.50％を超えるSiの含有は、電縫溶接性を低下させる。このようなことから、Siは0.10〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Siは0.10〜0.30％である。

Mn：1.0〜2.2％
Mnは、オーステナイト相の安定性を高め、パーライトやベイナイトへの分解を抑制する元素である。このような効果を得るためには、1.0％以上のMnの含有を必要とする。一方、2.2％を超えて過度にMnを含有すると、高温変態フェライトの生成が抑制され、Cの未変態オーステナイトへの排出・濃縮を妨げる。このため、Mnは1.0〜2.2％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Mnは1.2％以上である。好ましくは、Mnは1.6％以下である。

P：0.050％以下
Pは、粒界に偏析して靭性を低下させる悪影響を及ぼす元素であり、本発明では、不純物としてできるだけ低減することが望ましいが、0.050％までは許容できる。このため、Pは0.050％以下に限定した。なお、好ましくは0.030％以下である。また、過度の低減は、精錬コストの高騰を招くため、Pは0.002％以上とすることが好ましい。

S：0.005％以下
Sは、鋼中で硫化物系介在物（MnS）として存在する。とくに、MnSは、熱間圧延工程で薄く延伸され、延性、靭性に悪影響を及ぼす。このため、本発明では、Sは、できるだけ低減することが望ましいが、0.005％までは許容できる。このため、Sは0.005％以下に限定した。なお、好ましくはSは0.003％以下である。なお、過度の低減は、精錬コストの高騰を招くためSは0.0002％以上とすることが好ましい。

Cr：0.2〜1.0％
Crは、未変態オーステナイト中でのセメンタイトの析出を抑制し、残留オーステナイトの生成に寄与する、本発明では重要な元素である。このような効果を得るためには、0.2％以上のCrの含有を必要とする。一方、1.0％を超える過度の含有は、電縫溶接性を低下させる。このため、Crは0.2〜1.0％の範囲に限定した。なお、Crは、好ましくは、0.2〜0.8％、より好ましくは0.2〜0.5％である。

Ti：0.005〜0.030％
Tiは、NをTiNとして固定し、Nによる鋼の靭性低下を抑制する作用を有する元素である。このような効果は0.005％以上のTiの含有で認められる。一方、0.030％を超えてTiを含有すると、Feのへき開面に沿って析出するTi炭窒化物の量が増加し、鋼の靭性が低下する。このため、Tiは0.005〜0.030％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Tiは0.005〜0.025％である。

Al：0.010〜0.050％
Alは、強力な脱酸剤として作用するとともに、セメンタイト析出を抑制し残留オーステナイトの生成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、0.010％以上の含有を必要とする。一方、0.050％を超えて含有すると、鋼中にAl系酸化物が残存しやすく、鋼の清浄度を低下させる。このため、Alは0.010〜0.050％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.010〜0.045％である。

上記した成分以外の残部は、Fe及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、N：0.005％以下、O(酸素)：0.005％以下が許容できる。

また、本発明では、上記した基本の組成に加えてさらに、必要に応じて、Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Nb：0.10％以下、V：0.10％以下のうちから１種または２種、および／または、Ca：0.0005〜0.0050％、を含有できる。

Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Mo、Cu、Ni、Coはいずれも、オーステナイト相の安定性を高め、残留オーステナイトの生成に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Mo：0.05％以上、Cu：0.05％以上、Ni：0.05％以上、Co：0.05％以上を含有することが望ましい。一方、Mo：0.5％、Cu：0.5％、Ni：1.0％、Co：1.0％をそれぞれ超えて含有すると、上記した効果が飽和するうえ、溶接性が低下する。このため、含有する場合には、Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下の範囲に、それぞれ、限定することが好ましい。なお、より好ましくはMo：0.4％以下、Cu：0.4％以下、Ni：0.4％以下、Co：0.4％以下である。

Nb：0.10％以下、V：0.10％以下のうちから１種または２種
Nb、Vはいずれも、炭窒化物あるいは炭化物を形成し析出強化を介して熱延鋼帯の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Nb：0.01％以上、V：0.01％以上含有することが望ましい。一方、Nb：0.10％、V：0.10％をそれぞれ超えて含有すると、粗大な析出物が形成され、母材靭性の低下、あるいは溶接性の低下を招く。このため、含有する場合には、Nb：0.10％以下、V：0.10％以下に限定することが好ましい。

Ca：0.0005〜0.0050％
Caは、硫化物系介在物の形態制御に有効に寄与する元素であり、MnS等の硫化物を無害化し熱延鋼帯の靭性向上に寄与する。このような効果を得るためには、0.0005％以上Caを含有する必要がある。一方、0.0050％を超えてCaを含有すると、Ca系酸化物クラスターが形成され、熱延鋼帯の靭性が低下する。このため、含有する場合には、Caは0.0005〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、Caは0.0010％以上である。より好ましくは、Caは0.0040％以下である。

つぎに、本発明の電縫鋼管の組織限定理由について説明する。

本発明電縫鋼管は、上記した組成を有し、ポリゴナルフェライトを主体（体積分率で70％以上）とし、体積率で3〜20％の残留オーステナイトと、残部がマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトのうちから選ばれた１種又は２種以上からなり、ポリゴナルフェライトが平均粒径：5μm以上、アスペクト比が1.40以下である組織を有する。

ポリゴナルフェライト：体積分率で70％以上
ここでいう「ポリゴナルフェライト」は、拡散を伴いながら変態する高温変態フェライトを意味する。高温変態フェライトは、変態の進行とともに、Cを未変態オーステナイトへ排出し、未変態オーステナイトを安定化させて、所望量の残留オーステナイトの生成を容易にする。このようなことから、残留オーステナイトによるTRIP現象を利用して、均一伸びに優れた高強度熱延鋼帯とする本発明では、ポリゴナルフェライトを主体とする。なお、本発明でいう「主体」とは、体積分率で70％以上を占める組織をいうものとする。

主体となる組織がベイニティックフェライトやベイナイトでは、変態に伴うCの排出が少なく、あるいはほとんどないため、未変態オーステナイトへのC濃縮が不十分となり、未変態オーステナイトが安定せず、冷却後にパーライトやベイナイトへ変態し、体積分率で3〜20％の残留オーステナイト相を確保できなくなる。そのため、主体となる組織はポリゴナルフェライトとする。

なお、組織判別の曖昧さを回避するため、本発明においては、「ポリゴナルフェライト」は、（圧延方向の結晶粒直径）／（板厚方向の結晶粒直径）で求められるアスペクト比：1.40以下で、かつ平均粒径が5μm以上である組織と定義する。

残留オーステナイト：体積分率で3〜20％
残留オーステナイトは、加工誘起変態（TRIP現象）を介して、電縫鋼管の均一伸びの向上に寄与する。このような効果を得るためには、体積分率で3％以上の残留オーステナイト相を必要とする。一方、20％を超える過剰の含有は、残留オーステナイトに含まれる炭素濃度が減少し、残留オーステナイトが変形に対して不安定になり均一伸びが低下する。このため、残留オーステナイトは体積率で3〜20％の範囲に限定した。なお、好ましくは3〜15％である。より好ましくは、5〜15％である。

残部：マルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトのうちから選ばれた１種または２種以上
上記した主体となる組織であるポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイト以外の残部は、好ましくは体積率で10％以下（0％を含む）の、マルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトのうちから選ばれた１種又は２種以上とする。残部である、マルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトのうちから選ばれた１種又は２種以上が、合計で体積率で10％を超えると、強度が増加しすぎて、均一伸びが低下する。なお、ポリゴナルフェライト以外のフェライトは、ベイナイトとして分類する。

上記した組成、組織を有することにより、（管厚／管外径）×100の値が2.5〜7.0％となるサイズにおいて、管軸方向の降伏比（YR）が93％以下となる電縫鋼管とすることができる。

上記のような、ポリゴナルフェライトを体積分率で70％以上とし、体積分率で3〜20％の残留オーステナイトと、残部がマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトのうちから選ばれた１種または２種以上からなる組織の測定については、まず、電縫鋼管から、観察面が圧延方向断面（Ｌ断面）となるように、組織観察用試験片を採取する。そして、採取した組織観察用試験片を、研磨し、腐食（腐食液：ナイタール）して、光学顕微鏡（倍率：400倍）と走査型電子顕微鏡SEM（倍率：2000倍）を用いて、板厚1/2ｔ位置における組織を観察し、各２視野以上について撮像する。得られた組織写真について、画像解析装置を用い、組織の種類、各相の面積率、およびポリゴナルフェライトの結晶粒のアスペクト比を求め、JIS G 0551に準拠して切断法で、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を求めることができる。なお、上記の組織の測定で値の算出には、算術平均を用いる。また、残留オーステナイトについては、SEM/EBSD（Electron Back Scatter Diffraction）法により、面積率を求める。また、ミクロ組織は３次元的に均質であるとして、求めた面積率を体積分率とする。

つぎに、本発明の電縫鋼管の製造方法について説明する。

まず、上記した組成の鋼素材に、加熱と、熱間圧延と、熱間圧延後の冷却とを施して熱延鋼帯とし、該熱延鋼帯をコイル状に巻取る管素材製造工程を施す。

管素材製造工程では、上記した組成の鋼素材に、加熱温度：1100〜1250℃に加熱したのち、熱間圧延を施し熱延鋼帯とし、管素材とする。

鋼素材の加熱温度：1100〜1250℃
鋼素材の加熱温度が1100℃未満では、鋳造工程で生成した粗大炭窒化物や偏析帯を消失させることができず、熱延鋼板の延性や靭性の低下、さらには強度の低下を招く。一方、1250℃を超えて加熱すると、結晶粒が粗大する傾向が強くなり、熱延鋼板の延性や靭性の低下を招く恐れがあるうえ、エネルギー原単位を上昇させ経済的に不利となる。なお、上記した加熱温度は、加熱炉の炉内設定温度とする。

加熱された鋼素材は、熱間圧延を施され、所定寸法形状の熱延鋼帯とされる。熱間圧延の条件は、所定の寸法形状を確保できればよく、とくに限定する必要はないが、その後の冷却を考慮すると、熱間圧延の最終パスを出たときの温度、すなわち仕上圧延終了温度、を750℃以上とすることが好ましい。

熱間圧延後の冷却として、熱延鋼帯に、鋼帯板厚方向中心位置の温度が、熱間圧延最終パスを出た時間ｔ_０を基点として20ｓ後の温度T_２０で650℃超えで、かつ熱間圧延最終パスを出た時間ｔ_０を基点として80ｓ後の温度T_８０で650℃未満になるように調整し、冷却停止温度：600〜450℃の温度域の温度まで連続的に冷却する、冷却処理を施す。本発明でいう「冷却」は、仕上圧延機出側に設置されたランナウトテーブルに連続的に配置された水冷ゾーンから熱延鋼帯上下面に冷却水を噴射して行う冷却とすることが好ましい。なお、水冷ゾーンの配列間隔や水量密度などは、特に限定されない。また、熱延鋼帯板厚方向中心位置の温度は、表面温度計で測定した温度をもとに伝熱解析にて求めた値を使用するものとする。

熱間圧延後の冷却：鋼帯板厚方向中心位置の温度が、熱間圧延最終パスを出た時間ｔ_０を基点として20ｓ後の温度T_２０で650℃超えで、かつ熱間圧延最終パスを出た時間ｔ_０を基点として80ｓ後の温度T_８０で650℃未満になるように調整
本発明の熱延鋼帯の組成範囲内であれば、鋼帯板厚方向中心位置の温度が、熱間圧延の最終パスを出た時間ｔ_０から20ｓ後の温度T_２０で、650℃超えとなるように、かつ時間ｔ_０から80ｓ後の温度T_８０で、650℃未満になるように調整して、冷却することで、ポリゴナルフェライト変態が生じ、鋼帯組織をポリゴナルフェライトを主体とする組織とすることができる。

より具体的には、熱間圧延の最終パスを出た時間（仕上圧延終了時）ｔ_０を基点とした時間で20ｓ以上80ｓ未満の間で、鋼帯板厚方向中心位置の温度が750〜650℃になることがあれば、ポリゴナルフェライト変態が生じ、鋼帯組織をポリゴナルフェライトを主体とする組織とすることができる。

鋼帯板厚方向中心位置の温度において、温度T_２０が650℃以下になるように冷却すると、ベイニティックフェライトもしくはベイナイトが主として生成し、ポリゴナルフェライトを主体とする組織を確保できなくなる。また、鋼帯板厚方向中心位置の温度が、温度T_８０で、650℃以上であると、フェライト変態と同時に炭窒化物やセメンタイトの析出が起こりやすくなり、その結果、未変態オーステナイトへのC濃縮が生じにくくなる。
このようなことから、本発明では、熱間圧延後の冷却を、鋼帯板厚方向中心位置の温度が、熱間圧延最終パスを出た時間ｔ_０を基点として20ｓ後の温度T_２０で650℃超えで、かつ熱間圧延最終パスを出た時間ｔ_０を基点として80ｓ後の温度T_８０で650℃未満になるように調整することとした。

冷却停止温度：600℃〜450℃
冷却停止温度が、600℃より高いと、巻き取り後に未変態オーステナイトがパーライトやベイナイトに変態し、所望量の残留オーステナイトを確保することができなくなる。一方、450℃より低いと、未変態オーステナイトの一部がマルテンサイトに変態し、所望量の残留オーステナイトを確保できなくなる。このため、熱間圧延後の冷却の冷却停止温度は600℃〜450℃の範囲の温度に限定した。

このようなことから、本発明では、熱間圧延後の冷却を、鋼帯板厚方向中心位置の温度が、熱間圧延最終パスを出た時間ｔ_０を基点として20ｓ後の温度T_２０で650℃超えで、かつ熱間圧延最終パスを出た時間ｔ_０を基点として80ｓ後の温度T_８０で650℃未満になるように調整し、冷却停止温度：600〜450℃の温度域の温度まで連続的に冷却する、冷却処理に限定した。

ついで、得られたコイル状に巻き取られた熱延鋼帯を管素材とし、造管工程を施す。造管工程では、管素材であるコイル状に巻き取られた熱延鋼帯を、巻き戻し、冷間で、複数のロールで連続的に成形し、略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の幅方向端面同士を突き合わせて、該オープン管の幅方向端面を、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して電縫鋼管を得る。本発明における造管工程は、所望の寸法形状を有する電縫鋼管が製造可能な工程であればよく、とくに限定する必要はない。通常の電縫鋼管製造設備を用いる常用の造管工程がいずれも適用できる。

造管工程で製造された電縫鋼管は、ついで、電縫溶接部にインラインで熱処理を施すインライン熱処理工程を施される。

本発明の範囲内の組成の熱延鋼帯を電縫溶接した場合、電縫溶接部は、溶接時の急速加熱・急速冷却により、マルテンサイトおよび／または上部ベイナイトを主体とする組織となる。これらの組織は、靭性が低い組織であり、本発明では、インライン熱処理工程を施し、靭性に富む組織へと改質する。ここでいう「靭性に富む」とは、円周方向での、試験温度：0℃におけるシャルピー衝撃試験吸収エネルギーvＥ_０（J)が150Ｊ以上である場合をいうものとする。

インラインで熱処理を施すためには、電縫鋼管製造設備におけるスクイズロールの下流側のインラインに、電縫溶接部を加熱冷却できる、１基または複数基の誘導加熱装置および水冷等の冷却装置を、順次、配設した、常用の装置列を利用することが好ましい。

インライン熱処理は、電縫溶接部の肉厚方向における最低温度部が800℃以上、最高加熱温度が1150℃以下となるように、加熱した後、水冷または放冷して、前記電縫溶接部の肉厚方向における最高温度で500℃以下まで冷却する処理とする。なお、インラインとは、直線的に並んでいることを指し、インライン熱処理は、たとえば、溶接部に対して直線的に並んだ加熱装置を用いた熱処理のことを指す。また、加熱装置は誘導加熱以外にも、直接通電などが適用でき、特に限定されない。

インライン熱処理の加熱温度：800〜1150℃
加熱温度が、最低温度部で800℃未満では、電縫溶接部の組織を、板厚方向全域にわたり、靭性に富むベイニティックフェライトおよび／またはベイナイトとすることができない。一方、加熱温度が、最高加熱部で1150℃を超えて高温となると、オーステナイト粒が顕著に粗大化して、焼入性が増大し、冷却後、マルテンサイトを形成する。このため、電縫溶接部のインライン熱処理における加熱温度は最低温度部から最高温度部で800〜1150℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは850〜1100℃である。なお、加熱後の冷却は、要求される強度や靭性に応じて、放冷あるいは水冷とすることができるが、強度と靭性を両立させるためには、水冷とすることが好ましい。なお、水冷後、必要に応じて、加熱温度(焼戻温度)：400℃〜700℃の範囲でインライン焼戻処理を施しても良い。インライン焼戻処理は、インライン熱処理装置の下流側に誘導加熱装置等を設けた装置列を利用して行うことが好ましい。インライン熱処理の時間は、800℃以上で5秒以上とすることが好ましい。

以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。

表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材：肉厚220mm）とした。それらスラブ（鋼素材）に、表２に示す条件の管素材製造工程で表２に示す板厚の熱延鋼帯とし、コイル状に巻き取り、管素材とした。ついで、管素材であるコイル状に巻き取られた熱延鋼帯を、巻き戻し、冷間で、複数のロールで連続的に成形し、略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の相対する幅方向端面同士を突き合わせ、該オープン管の幅方向端面を、高周波誘導加熱装置を用いて、融点以上に加熱し、スクイズロールで圧接して表２に示す大きさ（肉厚/外径）の電縫鋼管とした。ついで、得られた電縫鋼管の電縫溶接部に、電縫鋼管製造設備のスクイズロールの下流側で、インラインに配設された誘導加熱装置を用いて、表面温度で1050℃まで加熱し、肉厚方向における最高温度で500℃以下まで放冷するインライン熱処理を施した。なお、最低温度部でも850℃以上となっていることを確認している。この際の、電縫溶接部の管外面における平均冷却速度は約2℃/sであった。

得られた電縫鋼管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
得られた電縫鋼管から、観察面が圧延方向断面（Ｌ断面）となるように、組織観察用試験片を採取した。採取した組織観察用試験片を、研磨し、腐食（腐食液：ナイタール）して、光学顕微鏡（倍率：400倍）と走査型電子顕微鏡SEM（倍率：2000倍）を用いて、板厚1/2ｔ位置における組織を観察し、各２視野以上について撮像した。得られた組織写真について、画像解析装置を用い、組織の種類および各相の面積率、さらに主相の結晶粒のアスペクト比およびJIS G 0551に準拠して切断法で、主相の平均結晶粒径を求めた。得られた値を算術平均して当該鋼管の値とした。なお、残留オーステナイトについては、目視での判別が難しいため、SEM/EBSD（Electron Back Scatter Diffraction）法により、面積率を求めた。ミクロ組織は３次元的に均質であるとして、求めた面積率を体積分率とした。
（２）引張試験
得られた電縫鋼管から、管先端側から見て、電縫溶接部から円周方向に時計回りに90°位置で、ASTM A 370の規定に準拠して、引張方向が管軸方向なるように引張試験片を採取し、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張強さTSおよび均一伸びElu）を求めた。
（３）衝撃試験
得られた電縫鋼管の電縫溶接部の肉厚1/2位置から、円周方向が試験片長手方向となるように、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、試験温度：0℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーvＥ_０（J)を求めた。なお、試験は、各３本ずつ行い、得られた値の算術平均値を当該鋼管の吸収エネルギーとした。

得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、管軸方向の降伏強さYSが415MPa以上の高強度と、かつ管軸方向の均一伸びEluが8％以上の「優れた曲げ特性」を有する母材部と、さらに0℃におけるシャルピー衝撃試験吸収エネルギーvＥ_０：150Ｊ以上と優れた電縫溶接部靭性を有する、高強度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、管軸方向の均一伸びEluが8％未満で曲げ特性が低下している。

Claims (6)

1. 質量％で、
   C ：0.04〜0.15％、 Si：0.10〜0.50％、
   Mn：1.0〜2.2％、 P ：0.050％以下、
   S ：0.005％以下、 Cr：0.2〜1.0％、
   Ti：0.005〜0.030％、 Al：0.010〜0.050％
   を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる組成と、
   ポリゴナルフェライトを体積分率で70％以上とし、体積分率で3〜20％の残留オーステナイトと、残部がマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトのうちから選ばれた１種または２種以上からなり、前記ポリゴナルフェライトが、平均粒径：5μm以上、アスペクト比が1.40以下である組織と、
   を有する高強度電縫鋼管。
2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：1.0％以下、Co：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含む請求項１に記載の高強度電縫鋼管。
3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.10％以下、V：0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項１または２に記載の高強度電縫鋼管。
4. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0050％を含有する組成とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度電縫鋼管。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の高強度電縫鋼管の製造方法であり、鋼素材に、加熱と、熱間圧延と、熱間圧延後の冷却とを施し熱延鋼帯となし、該熱延鋼帯をコイル状に巻取る管素材製造工程と、前記熱延鋼帯を、略円形断面のオープン管に成形したのち、該オープン管の幅方向端面同士を突き合わせて融点以上に加熱し、圧接して電縫鋼管となす造管工程と、該電縫鋼管の電縫溶接部をインラインで熱処理を施すインライン熱処理工程と、を含む電縫鋼管の製造方法において、
   前記管素材製造工程における前記加熱が、加熱温度：1100〜1250℃とする加熱であり、
   前記管素材製造工程における前記熱間圧延後の冷却を、鋼帯板厚方向中心位置の温度が、熱間圧延最終パスを出た時間ｔ_０を基点として20ｓ後の温度T_２０で650℃超えで、かつ熱間圧延最終パスを出た時間ｔ_０を基点として80ｓ後の温度T_８０で650℃未満になるように調整し、冷却停止温度：600〜450℃の温度域の温度まで連続的に冷却する冷却とし、
   前記インライン熱処理工程における前記熱処理を、電縫溶接部の肉厚方向における最低温度部が800℃以上、最高加熱温度が1150℃以下となるように加熱した後、水冷または放冷して、電縫溶接部の肉厚方向における最高温度で500℃以下まで冷却する処理とする高強度電縫鋼管の製造方法。
6. 前記造管工程が、前記熱延鋼帯を、巻き戻し、複数のロールで連続的に成形し、略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の幅方向端面同士を突き合わせて、前記オープン管の幅方向端面を融点以上に加熱し、圧接して電縫鋼管となす造管工程である請求項５に記載の高強度電縫鋼管の製造方法。