[go: up one dir, main page]

WO2017163987A1 - ラインパイプ用電縫鋼管 - Google Patents

ラインパイプ用電縫鋼管 Download PDF

Info

Publication number
WO2017163987A1
WO2017163987A1 PCT/JP2017/010023 JP2017010023W WO2017163987A1 WO 2017163987 A1 WO2017163987 A1 WO 2017163987A1 JP 2017010023 W JP2017010023 W JP 2017010023W WO 2017163987 A1 WO2017163987 A1 WO 2017163987A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel pipe
erw
amount
base material
Prior art date
Application number
PCT/JP2017/010023
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
健介 長井
雅和 尾▲崎▼
長谷川　昇
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to JP2017535722A priority Critical patent/JP6213703B1/ja
Priority to EP17770030.9A priority patent/EP3375900A4/en
Priority to KR1020187015522A priority patent/KR20180077259A/ko
Priority to CN201780004490.4A priority patent/CN108368582A/zh
Publication of WO2017163987A1 publication Critical patent/WO2017163987A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • This disclosure relates to ERW steel pipes for line pipes.
  • the metal structure of a hot-rolled steel sheet for producing an ERW steel pipe is a microstructure made of ferrite and martensite having an area ratio of 1 to 20%, so that the direction of the axis of the ERW steel pipe is increased.
  • Techniques for lowering the yield ratio have been proposed.
  • Nb amount is 0.003% or more and 0.02
  • a method for manufacturing an ERW steel pipe using a steel slab of less than% is proposed.
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 4466320 Patent Document 2: Japanese Patent Laid-Open No. 10-176239 Patent Document 3: International Publication No. 2012/133558
  • An object of the present disclosure is to provide an ERW steel pipe for a line pipe that has a certain degree of tensile strength and yield strength, has a reduced yield ratio, and is excellent in toughness of a base material portion and an ERW weld portion.
  • Means for solving the above problems include the following aspects. ⁇ 1> Including the base metal part and the ERW welded part,
  • the chemical composition of the base material part is mass%, C: 0.080 to 0.120%, Mn: 0.30 to 1.00% Ti: 0.005 to 0.050%, Nb: 0.010 to 0.100%, N: 0.001 to 0.020%, Si: 0.010 to 0.450%, Al: 0.001 to 0.100%, P: 0 to 0.030%, S: 0 to 0.0100%, Mo: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00%, Cr: 0 to 1.00%, V: 0 to 0.100%, Ca: 0 to 0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, REM: 0 to 0.0100% and the balance: Fe and impurities, CMeq represented by the following formula (1) is 0.170 to 0.300, The ratio of mass% of Mn to mass% of Si is 2.0 or
  • Yield strength in the tube axis direction is 390 to 562 MPa
  • the tensile strength in the tube axis direction is 520 to 690 MPa
  • the yield ratio in the tube axis direction is 90% or less
  • the Charpy absorbed energy in the pipe circumferential direction in the base material part is 100 J or more at 0 ° C.
  • CMeq C + Mn / 6 + Cr / 5 + (Ni + Cu) / 15 + Nb + Mo / 3 + V
  • Formula (1) LR (2.1 ⁇ C + Nb) / Mn Formula (2) [In Formula (1) and Formula (2), C, Mn, Cr, Ni, Cu, Nb, Mo, and V represent the mass% of each element, respectively.
  • the chemical composition of the base material part is mass%, Mo: more than 0% and 0.50% or less, Cu: more than 0% and 1.00% or less, Ni: more than 0% and 1.00% or less, Cr: more than 0% and 1.00% or less, V: more than 0% and 0.100% or less, Ca: more than 0% and 0.0100% or less,
  • the electric-welded steel pipe for line pipes according to ⁇ 1> which contains one or more of Mg: more than 0% and not more than 0.0100% and REM: more than 0% and not more than 0.0100%.
  • ⁇ 3> When the metal structure of the base material portion is observed at a magnification of 100,000 using a transmission electron microscope, the area ratio of precipitates having an equivalent circle diameter of 100 nm or less is 0.10 to 1.00%.
  • ⁇ 4> The ERW steel pipe for line pipes according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 3>, wherein the Nb content in the chemical composition of the base material part is 0.020% or more by mass%.
  • ⁇ 5> The electric-welded steel pipe for line pipes according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 4>, wherein the wall thickness is 10 to 25 mm and the outer diameter is 114.3 to 609.6 mm.
  • an ERW steel pipe for a line pipe that has a certain degree of tensile strength and yield strength, has a reduced yield ratio, and is excellent in toughness of a base material portion and an ERW weld portion.
  • a numerical range expressed using “to” means a range including numerical values described before and after “to” as a lower limit value and an upper limit value.
  • “%” indicating the content of a component (element) means “% by mass”.
  • the content of C (carbon) may be expressed as “C amount”.
  • the content of other elements may be expressed in the same manner.
  • the term “process” is not limited to an independent process, and is included in this term if the intended purpose of the process is achieved even when it cannot be clearly distinguished from other processes. It is.
  • the ERW steel pipe for line pipes of the present disclosure (hereinafter, also simply referred to as “ERW steel pipe”) includes a base metal part and an ERW weld part, and the base metal part has a chemical composition of mass%, C: 0.00.
  • Mn 0.30 to 1.00%
  • Ti 0.005 to 0.050%
  • Nb 0.010 to 0.100%
  • N 0.001 to 0.020%
  • Si 0.010 to 0.450%
  • Al 0.001 to 0.100%
  • P 0 to 0.030%
  • S 0 to 0.0100%
  • Mo 0 to 0.50%
  • Cu 0 to 1.00%
  • Cr 0 to 1.00%
  • V 0 to 0.100%
  • Ca 0 to 0.0100%
  • Mg 0 to 0 0.0100%
  • REM 0 to 0.0100%
  • CMeq represented by the following formula (1) is 0.170 to 0.3
  • the ratio of mass% of Mn to mass% of Si (hereinafter also referred to as “Mn / Si ratio”) is 2.0 or more
  • LR represented by the following formula (2) is 0.210 or more.
  • the area ratio of the first phase made of ferrite (hereinafter also referred to as “ferrite fraction”) is 60 to 98. %
  • the remaining second phase includes tempered bainite, the yield strength in the tube axis direction (hereinafter also referred to as “YS”) is 390 to 562 MPa, and the tensile strength in the tube axis direction (hereinafter referred to as “TS”).
  • the yield ratio in the tube axis direction (hereinafter also referred to as “YR”) is 90% or less, and the Charpy absorbed energy in the tube circumferential direction in the base material portion is 100 J or more at 0 ° C. In the ERW weld Charpy absorbed energy takes the tube circumferential direction, is 80J or more at 0 ° C..
  • the electric resistance steel pipe of this indication contains a base material part and an electric resistance welding part.
  • ERW steel pipes are generally made into open pipes by forming hot-rolled steel sheets into tubes (hereinafter also referred to as “roll forming”). It is manufactured by forming an electric resistance welded portion and then, if necessary, seam heat treating the electro-welded weld.
  • the base metal portion refers to a portion other than the ERW weld and the heat affected zone.
  • the heat affected zone (hereinafter also referred to as “HAZ”) is the effect of heat by electric resistance welding (when seam heat treatment is performed after electric resistance welding, heat generated by electric resistance welding and seam heat treatment).
  • the electric resistance welded portion may be simply referred to as a “welded portion”.
  • the electric resistance welded steel pipe of the present disclosure includes a certain amount of YS and TS (that is, YS and TS in the above-described range), YR is reduced to 90% or less, and is excellent in toughness of the base material portion and the electric resistance welded portion.
  • being excellent in toughness means that Charpy absorbed energy (J) (hereinafter also referred to as “vE”) in the pipe circumferential direction at 0 ° C. is large.
  • J Charpy absorbed energy
  • vE Charpy absorbed energy
  • the vE in the base metal part is 100 J or more
  • the vE in the ERW weld part is 80 J or more.
  • the ERW steel pipe of this indication has low YR, the effect which can control buckling of an ERW steel pipe is expected.
  • buckling suppression of a steel pipe there is a case where a steel pipe for a submarine line pipe is laid by reeling.
  • steel pipes are manufactured in advance on land, and the manufactured steel pipes are wound on a barge ship spool.
  • the rolled steel pipe is laid on the seabed while unwinding at sea.
  • the steel pipe may be buckled because plastic bending is applied to the steel pipe at the time of winding or unwinding the steel pipe.
  • the buckling of the steel pipe occurs, the laying work must be stopped and the damage is enormous.
  • the buckling of the steel pipe can be suppressed by reducing the YR of the steel pipe. Therefore, according to the ERW steel pipe of the present disclosure, for example, it is expected that the buckling at the time of laying laying when used as an ERW steel pipe for a submarine line pipe can be suppressed.
  • the ERW steel pipe of the present disclosure is excellent in the toughness of the base metal part and the ERW welded part, when used as an ERW steel pipe for a line pipe, it is expected to have an excellent effect of stopping crack propagation during bursting. Is done.
  • YS, TS, YR, vE of the base metal part, and vE of the ERW welded part are the above chemical composition (including CMeq, Mn / Si ratio, and LR) in the ERW steel pipe, and the above metal structure. Achieved by a combination of
  • C 0.080 to 0.120% C is an element necessary for forming the second phase.
  • the C content is 0.080% or more, it is easy to achieve a ferrite fraction of 98% or less, and it is easy to achieve that the LR is 0.210 or more. As a result, it is easy to achieve YR 90% or less. Therefore, the C amount is 0.080% or more.
  • the amount of C is preferably 0.085% or more.
  • the amount of C in the present disclosure is 0.120% or less.
  • the amount of C is preferably 0.115% or less, more preferably 0.110% or less.
  • Mn 0.30 to 1.00%
  • Mn is an element that enhances the hardenability of steel.
  • Mn is an essential element for detoxification of S.
  • the amount of Mn is preferably 0.40% or more, more preferably 0.50% or more.
  • the amount of Mn exceeds 1.00%, coarse MnS may be generated at the center of the plate thickness, and the toughness of the base metal and the ERW weld may be impaired.
  • the amount of Mn exceeds 1.00%, LR0.210 or more may not be achieved, and as a result, YR90% or less may not be achieved. Therefore, the amount of Mn is 1.00% or less.
  • the amount of Mn is preferably 0.90% or less, more preferably 0.85% or less.
  • Ti 0.005 to 0.050%
  • Ti is an element that forms carbonitrides and contributes to refinement of the crystal grain size. From the viewpoint of ensuring the toughness of the base metal and the ERW weld, the Ti content is 0.005% or more. On the other hand, if the amount of Ti exceeds 0.050%, coarse TiN is generated, and the toughness of the base material and the ERW weld may deteriorate. Therefore, the Ti amount is 0.050% or less.
  • the amount of Ti is preferably 0.040% or less, more preferably 0.030 or less, and particularly preferably 0.025%.
  • Nb 0.010 to 0.100%
  • Nb is an element that contributes to toughness improvement and YR reduction.
  • the Nb content is 0.010% or more.
  • the Nb amount is preferably 0.020% or more.
  • the Nb content exceeds 0.100%, the toughness deteriorates due to coarse carbides. For this reason, the amount of Nb is 0.100% or less.
  • the Nb amount is preferably 0.090% or less.
  • N 0.001 to 0.020%
  • N is an element that suppresses the coarsening of crystal grains by forming nitrides, and as a result, improves the toughness of the base metal part and the ERW weld part.
  • the N content is 0.001% or more.
  • the amount of N is preferably 0.003% or more.
  • the N content is 0.020% or less.
  • the N content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less, and particularly preferably 0.008% or less.
  • Si 0.010 to 0.450% Si is an element that functions as a deoxidizer for steel. More specifically, when the Si amount is 0.010% or more, the generation of coarse oxides in the base material portion and the ERW weld portion is suppressed, and as a result, the base material portion and the ERW weld portion are suppressed. Toughness is improved. Therefore, the amount of Si is 0.010% or more. The amount of Si is preferably 0.015% or more, and more preferably 0.020% or more. On the other hand, if the amount of Si exceeds 0.450%, inclusions are generated in the ERW weld, and Charpy absorbed energy may be reduced and toughness may be deteriorated. Therefore, the amount of Si is 0.450% or less. The amount of Si is preferably 0.400% or less, more preferably 0.350% or less, and particularly preferably 0.300% or less.
  • Al 0.001 to 0.100%
  • Al is an element that functions as a deoxidizer. More specifically, when the Al amount is 0.001% or more, generation of coarse oxides in the base metal part and the ERW weld part is suppressed, and as a result, the base metal part and the ERW weld part are suppressed. Toughness is improved. Therefore, the Al content is 0.001% or more.
  • the amount of Al is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.015% or more.
  • the Al content exceeds 0.100%, the toughness of the welded portion may deteriorate with the generation of the Al-based oxide during ERW welding. Therefore, the Al content is 0.100% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.090% or less.
  • P 0 to 0.030%
  • P is an impurity element.
  • the amount of P is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less, further preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • the amount of P may be 0%. From the viewpoint of reducing the dephosphorization cost, the amount of P may be more than 0% or 0.001% or more.
  • S 0 to 0.0100% S is an impurity element. If the amount of S exceeds 0.0100%, the toughness may be impaired. Therefore, the amount of S is 0.0100% or less.
  • the amount of S is preferably 0.0070 or less, more preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0030% or less.
  • the amount of S may be 0%. From the viewpoint of reducing the desulfurization cost, the S amount may be more than 0%, may be 0.0001% or more, and may be 0.0003% or more.
  • Mo 0 to 0.50% Mo is an arbitrary element. Therefore, the Mo amount may be 0%. Mo is an element that improves the hardenability of the steel material and contributes to the high strength of the steel material. From the viewpoint of this effect, the Mo amount may be more than 0%, 0.01% or more, or 0.03% or more. On the other hand, if the amount of Mo exceeds 0.50%, the toughness may be reduced due to the formation of Mo carbonitride. Therefore, the Mo amount is 0.50% or less. The amount of Mo is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less, still more preferably 0.20% or less, and particularly preferably 0.10% or less.
  • Cu 0 to 1.00% Cu is an arbitrary element. Therefore, the amount of Cu may be 0%. Cu is an element effective for improving the strength of the base material. From the viewpoint of this effect, the amount of Cu may be more than 0%, 0.01% or more, or 0.03% or more. On the other hand, when the amount of Cu exceeds 1.00%, fine Cu particles are generated, and the toughness may be remarkably deteriorated. Therefore, the amount of Cu is 1.00% or less.
  • the amount of Cu is preferably 0.80% or less, more preferably 0.70% or less, still more preferably 0.60% or less, and particularly preferably 0.50% or less.
  • Ni 0 to 1.00%
  • Ni is an arbitrary element. Therefore, the Ni amount may be 0%.
  • Ni is an element that contributes to improvement in strength and toughness. From the viewpoint of this effect, the Ni content may be greater than 0%, 0.01% or more, or 0.05% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 1.00%, the strength may be too high. Therefore, the Ni content is 1.00% or less.
  • the amount of Ni is preferably 0.80% or less, more preferably 0.70% or less, and still more preferably 0.60% or less.
  • Cr 0 to 1.00% Cr is an arbitrary element. Therefore, the Cr amount may be 0%. Cr is an element that improves hardenability. From the viewpoint of this effect, the Cr content may be more than 0%, 0.01% or more, or 0.05% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.00%, the toughness of the welded portion may be deteriorated by the Cr-based inclusions generated in the ERW welded portion. Therefore, the Cr content is 1.00% or less.
  • the amount of Cr is preferably 0.80% or less, more preferably 0.70% or less, still more preferably 0.50% or less, and particularly preferably 0.30% or less.
  • V 0 to 0.100%
  • V is an arbitrary element. Therefore, the V amount may be 0%.
  • V is an element that contributes to improved toughness and YR reduction. From the viewpoint of this effect, the V amount may be greater than 0%, may be 0.005% or more, and may be 0.010% or more.
  • the amount of V exceeds 0.100%, the toughness may be deteriorated by the V carbonitride. Therefore, the V amount is 0.100% or less.
  • the amount of V is preferably 0.080% or less, more preferably 0.070% or less, still more preferably 0.050% or less, and particularly preferably 0.030% or less.
  • Ca 0 to 0.0100% Ca is an arbitrary element. Therefore, the Ca content may be 0%. Ca is an element that controls the form of sulfide inclusions and improves low-temperature toughness. From the viewpoint of such an effect, the Ca content may be greater than 0%, may be 0.0001% or more, may be 0.0010% or more, or may be 0.0030% or more. It may be 0.0050% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0100%, large clusters or large inclusions made of CaO—CaS are generated, which may adversely affect toughness. Therefore, the Ca content is 0.0100% or less. The Ca content is preferably 0.0090% or less, more preferably 0.0080% or less, and particularly preferably 0.0060% or less.
  • Mg 0 to 0.0100% Mg is an arbitrary element. Therefore, the amount of Mg may be 0%. Mg is an effective element as a deoxidizing agent and a desulfurizing agent. In particular, Mg is an element that generates fine oxides and contributes to improvement in toughness of HAZ (Heat affected zone). From the viewpoint of such an effect, the amount of Mg may be more than 0%, may be 0.0001% or more, may be 0.0010% or more, or may be 0.0020% or more. It may be 0.0030% or more, or 0.0050% or more.
  • the amount of Mg exceeds 0.0100%, the oxide tends to agglomerate or coarsen, resulting in a decrease in HIC resistance (Hydrogen-Induced Cracking Resistance) or a decrease in the toughness of the base material or HAZ. There is a risk. Therefore, the amount of Mg is 0.0100% or less. The amount of Mg is preferably 0.0060% or less.
  • REM 0 to 0.0100% REM is an arbitrary element. Therefore, the REM amount may be 0%.
  • “REM” is a rare earth element, that is, Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. It refers to at least one element selected.
  • REM is an element effective as a deoxidizer and a desulfurizer. From the viewpoint of this effect, the amount of REM may be greater than 0%, may be 0.0001% or more, and may be 0.0010% or more.
  • the amount of REM exceeds 0.0100%, a coarse oxide is formed, and as a result, there is a possibility that the HIC resistance is lowered or the toughness of the base material or HAZ is lowered. Therefore, the amount of REM is 0.0100% or less.
  • the amount of REM is preferably 0.0070% or less, and more preferably 0.0050% or less.
  • the chemical composition of the base metal part is Mo: more than 0% to 0.50% or less, Cu: more than 0% to 1.00% or less, Ni: more than 0% to 1.00, from the viewpoint of obtaining the effect of any element described above.
  • the more preferable amount of each arbitrary element is as described above.
  • the remainder excluding the above-described elements is Fe and impurities.
  • the impurity refers to a component contained in the raw material or a component mixed in the manufacturing process and not intentionally contained in the steel.
  • impurities include all elements other than the elements described above.
  • the element as the impurity may be only one type or two or more types.
  • the impurities include O, B, Sb, Sn, W, Co, As, Pb, Bi, and H.
  • O is preferably controlled so that the content is 0.006% or less.
  • Sb, Sn, W, Co, and As are usually mixed with a content of 0.1% or less, and Pb and Bi are mixed with a content of 0.005% or less.
  • Pb and Bi are mixed with a content of 0.005% or less.
  • CMeq 0.170-0.300
  • CMeq represented by the following formula (1) is 0.170 to 0.300.
  • CMeq C + Mn / 6 + Cr / 5 + (Ni + Cu) / 15 + Nb + Mo / 3 + V
  • C, Mn, Cr, Ni, Cu, Nb, Mo, and V represent the mass% of each element, respectively.
  • CMeq has a positive correlation with the yield strength. From the viewpoint of easily achieving a yield strength of 390 MPa or more, CMeq is 0.170 or more. CMeq is preferably 0.180 or more, more preferably 0.200 or more, and further preferably 0.230 or more. On the other hand, from the viewpoint of easily achieving a yield strength of 562 MPa or less, CMeq is 0.300 or less. CMeq is preferably 0.290 or less, and more preferably 0.275 or less.
  • LR 0.210 or more
  • LR represented by the following formula (2) is 0.210 or more.
  • YR 90% or less
  • YR may exceed 90%. The reason for this is considered to be that the amount of precipitates in the steel is reduced and the work hardening ability is lowered (ie, TS is lowered).
  • formula (2) The technical meaning of formula (2) is as follows.
  • the reason why the C amount and the Nb amount are arranged in the molecule is that C and Nb form precipitates, thereby improving the work hardening ability of the steel (that is, TS increases), and as a result. This is because YR of steel is considered to be reduced.
  • the reason for multiplying the amount of C by “2.1” is that the effect of improving the work hardening ability due to the above-described precipitate formation is considered to be about 2.1 times the effect of containing Cb compared to the effect of containing Nb. It is.
  • the reason for arranging the amount of Mn in the denominator is that although the steel can be transformed at a relatively low temperature by the inclusion of Mn, the work hardening ability of the steel itself is impaired by the inclusion of Mn (that is, , TS decreases), and as a result, the YR of steel increases.
  • LR has a positive correlation with the Nb amount and the C amount, and has a negative correlation with the Mn amount.
  • the Nb amount 0.210 or more depending on the amount of C and the amount of Mn.
  • YR 90% or less can be achieved.
  • YR of 90% or less is achieved by satisfying conditions other than LR and LR of 0.210 or more. obtain.
  • LR is preferably 0.230 or more and more preferably 0.270 or more from the viewpoint of easily achieving 90% or less of YR. There is no particular limitation on the upper limit of LR. LR is preferably 0.500 or less, more preferably 0.450 or less, and particularly preferably 0.400 or less, from the viewpoint of the suitability for manufacturing an electric resistance welded steel pipe.
  • the Mn / Si ratio (that is, the ratio Mn / Si ratio of Mn to Si mass%) is 2.0 or more.
  • the Mn / Si ratio is 2.0 or more, whereby the toughness of the ERW welded portion is improved, and vE in the ERW welded portion (that is, Charpy absorption in the pipe circumferential direction at 0 ° C.). Energy) is 80 J or more.
  • vE may be less than 80J.
  • the reason for this is considered to be that when the Mn / Si ratio is less than 2.0, the toughness deteriorates due to the MnSi inclusions being the starting point of brittle fracture in the ERW weld.
  • the Mn / Si ratio is preferably 2.1 or more from the viewpoint of further improving the toughness of the ERW weld. There is no restriction
  • the Mn / Si ratio is preferably 50 or less, more preferably 40 or less, and particularly preferably 30 or less, from the viewpoint of further improving the toughness of the ERW weld and the toughness of the base material.
  • the metal structure of the base metal part is a ferrite fraction (that is, the first phase composed of ferrite) when the metal structure is observed at a magnification of 1000 times using a scanning electron microscope. Area ratio) is 60 to 98%, and the remaining second phase is at least one of tempered bainite and pearlite.
  • YR of 90% or less can be achieved when the ferrite fraction is 60% or more.
  • the ferrite fraction is preferably 65% or more, and more preferably 70% or more.
  • TS520MPa or more can be achieved because a ferrite fraction is 98% or less as mentioned above.
  • the ferrite fraction is preferably 95% or less, more preferably 92% or less.
  • the remaining second phase includes tempered bainite.
  • the fact that the second phase contains tempered bainite means that the ERW steel pipe of the present disclosure is tempered after pipe forming (that is, after ERW welding (after seam heat treatment if seam heat treatment is applied after ERW welding)).
  • tempered bainite means that the ERW steel pipe of the present disclosure is tempered after pipe forming (that is, after ERW welding (after seam heat treatment if seam heat treatment is applied after ERW welding)).
  • the ERW steel pipe of the present disclosure is an ERW steel pipe that has been tempered after pipe making, whereby YR of 90% or less can be achieved.
  • the reason is considered that YR is lowered by tempering after pipe making.
  • the reason why YR decreases due to tempering after pipe forming is that YS decreases as the dislocation density decreases, and that work hardening increases due to precipitation of cementite on the dislocations (ie, TS increases). Conceivable.
  • the second phase only needs to contain tempered bainite, may be a phase composed only of tempered bainite, or may contain a structure other than tempered bainite.
  • Examples of the structure other than tempered bainite include pearlite.
  • the concept of “perlite” includes pseudo pearlite.
  • the specific precipitate area ratio of 0.10 to 1.00% can be achieved by tempering at a temperature of 400 ° C. or higher and Ac1 point or lower after pipe forming.
  • a steel slab (slab) having the above-described chemical composition it is preferable to heat a steel slab (slab) having the above-described chemical composition to a temperature of 1150 ° C to 1350 ° C.
  • the toughness of the base material part of an electric-resistance-welded steel pipe can be improved more as the temperature which heats a steel piece is 1150 degreeC or more. The reason for this is considered to be that when the temperature at which the steel slab is heated is 1150 ° C. or higher, the formation of undissolved Nb carbide can be suppressed.
  • the toughness of the base material part of an ERW steel pipe can be improved more as the temperature which a steel piece heats is 1350 degrees C or less. The reason for this is considered that the coarsening of the metal structure can be suppressed when the heating temperature of the steel slab is 1350 ° C. or less.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

母材部の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０８０～０．１２０％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０１０～０．４５０％、及びＡｌ：０．００１～０．１００％を含み、残部がＦｅ及び不純物を含み、式（１）で示されるＣＭｅｑが０．１７０～０．３００であり、Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０以上であり、式（２）で示されるＬＲが０．２１０以上であり、母材部の金属組織をＳＥＭを用いて１０００倍の倍率で観察した場合に、フェライト面積率が６０～９８％であり、残部が焼戻しベイナイトを含むラインパイプ用電縫鋼管。　ＣＭｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ／３＋Ｖ　…　式（１）　ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ　…　式（２）

Description

ラインパイプ用電縫鋼管
　本開示は、ラインパイプ用電縫鋼管に関する。
　近年、主に原油又は天然ガスの輸送手段の一つである、ラインパイプの重要性がより高まっている。
　ラインパイプとして用いられる電縫鋼管（即ち、ラインパイプ用電縫鋼管）に対し、電縫鋼管の管軸方向の降伏比を低くすることが求められる場合がある。
　例えば、特許文献１では、造管成形前に、素材である帯鋼に例えば曲げ－曲げ戻し処理による繰返しひずみを付与してバウシンガー効果を誘起させることにより、得られる電縫鋼管の管軸方向の降伏比を低くする技術が開示されている。
　また、特許文献２では、電縫鋼管製造用の熱延鋼板の金属組織を、フェライトと面積率１～２０％のマルテンサイトとからなるミクロ組織とすることにより、電縫鋼管の管軸方向の降伏比を低くする技術が提案されている。
　また、特許文献３では、塗装加熱による降伏比の上昇を抑制し、変形特性を向上させた耐歪み時効性にすぐれた電縫鋼管の製造方法として、Ｎｂ量が０．００３％以上０．０２％未満である鋼片を用いた電縫鋼管の製造方法が提案されている。この特許文献３の段落００１９には、「Ｎｂ量が多い従来の電縫鋼管では、造管時に導入された加工歪みによりＮｂ炭化物の析出が進行し、降伏強度及び引張強度が上昇する。このような析出強化では、特に降伏強度が大きく上昇し、その結果、降伏比がかえって上昇することを解明した。」と記載されている。
特許文献１：特許第４４６６３２０号公報
特許文献２：特開平１０－１７６２３９号公報
特許文献３：国際公開第２０１２／１３３５５８号
　しかし、特許文献１の技術では、帯鋼へひずみを付与する工程が必要であるため工程数が増加し、その結果、電縫鋼管の製造コストが増加する場合がある。
　また、特許文献２の技術に対し、電縫鋼管の母材部の靭性をより向上させることが求められる場合がある。
　また、特許文献３の技術に対し、Ｎｂ量を低減させる方法以外の方法によって電縫鋼管のＹＲを低減させることが求められる場合がある。
　本開示の課題は、ある程度の引張強度及び降伏強度を有し、降伏比が低減され、母材部及び電縫溶接部の靭性に優れたラインパイプ用電縫鋼管を提供することである。
　上記課題を解決するための手段には、以下の態様が含まれる。
＜１＞　母材部及び電縫溶接部を含み、
　前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．０８０～０．１２０％、
Ｍｎ：０．３０～１．００％、
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
Ｎ　：０．００１～０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１０～０．４５０％、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｐ　：０～０．０３０％、
Ｓ　：０～０．０１００％、
Ｍｏ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｖ　：０～０．１００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　下記式（１）で示されるＣＭｅｑが０．１７０～０．３００であり、
　Ｓｉの質量％に対するＭｎの質量％の比が２．０以上であり、
　下記式（２）で示されるＬＲが０．２１０以上であり、
　前記母材部の金属組織を走査型電子顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察した場合に、フェライトからなる第一相の面積率が６０～９８％であり、残部である第二相が焼戻しベイナイトを含み、
　管軸方向の降伏強度が３９０～５６２ＭＰａであり、
　管軸方向の引張強度が５２０～６９０ＭＰａであり、
　管軸方向の降伏比が９０％以下であり、
　前記母材部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において１００Ｊ以上であり、
　前記電縫溶接部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において８０Ｊ以上である
ラインパイプ用電縫鋼管。
　ＣＭｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ／３＋Ｖ　…　式（１）
　ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ　…　式（２）
〔式（１）及び式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
＜２＞　前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０％超０．５０％以下、
Ｃｕ：０％超１．００％以下、
Ｎｉ：０％超１．００％以下、
Ｃｒ：０％超１．００％以下、
Ｖ　：０％超０．１００％以下、
Ｃａ：０％超０．０１００％以下、
Ｍｇ：０％超０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下
の１種又は２種以上を含有する＜１＞に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜３＞　前記母材部の金属組織を透過型電子顕微鏡を用いて１０００００倍の倍率で観察した場合に、円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率が０．１０～１．００％である＜１＞又は＜２＞に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜４＞　前記母材部の化学組成におけるＮｂの含有量が、質量％で、０．０２０％以上である＜１＞～＜３＞のいずれか１つに記載のラインパイプ用電縫鋼管。
＜５＞　肉厚が１０～２５ｍｍであり、外径が１１４．３～６０９．６ｍｍである＜１＞～＜４＞のいずれか１つに記載のラインパイプ用電縫鋼管。
　本開示によれば、ある程度の引張強度及び降伏強度を備え、降伏比が低減され、母材部及び電縫溶接部の靭性に優れたラインパイプ用電縫鋼管が提供される。
本開示における母材部の金属組織の一例を示す走査型電子顕微鏡写真である。
　本明細書において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　本明細書において、成分（元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
　本明細書において、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ量」と表記することがある。他の元素の含有量についても同様に表記することがある。
　本明細書において、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
　本開示のラインパイプ用電縫鋼管（以下、単に「電縫鋼管」ともいう）は、母材部及び電縫溶接部を含み、母材部の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０８０～０．１２０％、Ｍｎ：０．３０～１．００％、Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０１０～０．４５０％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｐ：０～０．０３０％、Ｓ：０～０．０１００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、下記式（１）で示されるＣＭｅｑが０．１７０～０．３００であり、Ｓｉの質量％に対するＭｎの質量％の比（以下、「Ｍｎ／Ｓｉ比」ともいう）が２．０以上であり、下記式（２）で示されるＬＲが０．２１０以上であり、母材部の金属組織を走査型電子顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察した場合に、フェライトからなる第一相の面積率（以下、「フェライト分率」ともいう）が６０～９８％であり、残部である第二相が焼戻しベイナイトを含み、管軸方向の降伏強度（以下、「ＹＳ」ともいう）が３９０～５６２ＭＰａであり、管軸方向の引張強度（以下、「ＴＳ」ともいう）が５２０～６９０ＭＰａであり、管軸方向の降伏比（以下、「ＹＲ」ともいう）が９０％以下であり、母材部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において１００Ｊ以上であり、電縫溶接部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において８０Ｊ以上である。
　ＣＭｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ／３＋Ｖ　…　式（１）
　ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ　…　式（２）
〔式（１）及び式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
　本開示の電縫鋼管は、母材部及び電縫溶接部を含む。
　電縫鋼管は、一般的に、熱延鋼板を管状に成形（以下、「ロール成形」ともいう）することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部（electric resistance welded portion）を形成し、次いで、必要に応じ、電縫溶接部をシーム熱処理することによって製造される。
　本開示の電縫鋼管において、母材部（base metal portion）とは、電縫溶接部及び熱影響部以外の部分を指す。
　ここで、熱影響部（heat affected zone；以下、「ＨＡＺ」とも称する）とは、電縫溶接による熱の影響（電縫溶接後にシーム熱処理を行う場合には、電縫溶接及びシーム熱処理による熱の影響）を受けた部分を指す。
　本明細書中では、電縫溶接部を、単に「溶接部」と称することがある。
　本開示の電縫鋼管は、ある程度のＹＳ及びＴＳ（即ち、上述した範囲のＹＳ及びＴＳ）を備え、ＹＲが９０％以下に低減され、母材部及び電縫溶接部の靭性に優れる。
　本開示において、靭性に優れるとは、０℃における管周方向のシャルピー吸収エネルギー（Ｊ）（以下、「ｖＥ」とも称する）が大きいことを意味する。
　具体的には、本開示の電縫鋼管は、母材部におけるｖＥが１００Ｊ以上であり、電縫溶接部におけるｖＥが８０Ｊ以上である。
　本開示の電縫鋼管はＹＲが低いので、電縫鋼管の座屈を抑制できる効果が期待される。
　鋼管の座屈抑制が求められる場合の一例として、海底ラインパイプ用の鋼管をリーリング敷設によって敷設する場合が挙げられる。リーリング敷設では、あらかじめ陸上で鋼管を製造し、製造された鋼管をバージ船のスプール上に巻取る。巻取られた鋼管を海上で巻き出しながら海底に敷設する。このリーリング敷設では、鋼管の巻取り時又は巻き出し時に鋼管に塑性曲げが付与されるため、鋼管が座屈する場合がある。鋼管の座屈が発生すると、敷設作業を停止せざるを得ず、その損害は莫大である。
　鋼管の座屈は、鋼管のＹＲを低減することによって抑制できる。
　従って、本開示の電縫鋼管によれば、例えば、海底ラインパイプ用電縫鋼管として用いた場合のリーリング敷設時の座屈を抑制できるという効果が期待される。
　更に、本開示の電縫鋼管は、母材部及び電縫溶接部の靭性に優れるので、ラインパイプ用電縫鋼管として用いた場合における、バースト時の亀裂伝播の停止特性に優れるという効果が期待される。
　上述した、ＹＳ、ＴＳ、ＹＲ、母材部のｖＥ、及び、電縫溶接部のｖＥは、電縫鋼管における上記化学組成（ＣＭｅｑ、Ｍｎ／Ｓｉ比、及びＬＲを含む）と上記金属組織との組み合わせによって達成される。
〔母材部の化学組成〕
　以下、母材部の化学組成に関し、まず、化学組成における各成分について説明し、引き続き、ＣＭｅｑ、Ｍｎ／Ｓｉ比、及びＬＲについて説明する。
　Ｃ：０．０８０～０．１２０％
　Ｃは、第二相を形成させるために必要な元素である。
　Ｃ量が０．０８０％以上であると、フェライト分率９８％以下を達成し易く、また、ＬＲが０．２１０以上であることを達成し易い。その結果、ＹＲ９０％以下を達成し易い。従って、Ｃ量は０．０８０％以上である。Ｃ量は、好ましくは０．０８５％以上である。
　一方、Ｃ量が０．１２０％以下であると、フェライト分率６０％以上を達成し易い。その結果、ＹＲ９０％以下を達成し易い。従って、本開示におけるＣ量は０．１２０％以下である。Ｃ量は、好ましくは０．１１５％以下であり、より好ましくは０．１１０％以下である。
　Ｍｎ：０．３０～１．００％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める元素である。また、Ｍｎは、Ｓの無害化のためにも必須の元素である。
　Ｍｎ量が０．３０％未満であると、Ｓによる脆化が起こり、母材及び電縫溶接部の靭性が劣化する場合がある。従って、Ｍｎ量は０．３０％以上である。Ｍｎ量は、好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。
　一方、Ｍｎ量が１．００％を超えると、板厚の中央部に粗大なＭｎＳが生成して、母材及び電縫溶接部の靭性を損なう場合がある。また、Ｍｎ量が１．００％を超えると、ＬＲ０．２１０以上を達成できない場合があり、その結果、ＹＲ９０％以下を達成できない場合がある。従って、Ｍｎ量は１．００％以下である。Ｍｎ量は、好ましくは０．９０％以下であり、より好ましくは０．８５％以下である。
　Ｔｉ：０．００５～０．０５０％
　Ｔｉは、炭窒化物を形成し、結晶粒径の微細化に寄与する元素である。
　母材及び電縫溶接部の靭性を確保する観点から、Ｔｉ量は、０．００５％以上である。
　一方、Ｔｉ量が０．０５０％を超えると、粗大なＴｉＮが生成され、母材及び電縫溶接部の靭性が劣化する場合がある。従って、Ｔｉ量は０．０５０％以下である。Ｔｉ量は、好ましくは０．０４０％以下であり、更に好ましくは０．０３０以下であり、特に好ましくは０．０２５％である。
　Ｎｂ：０．０１０～０．１００％
　Ｎｂは、靭性の向上及びＹＲ低減に寄与する元素である。
　未再結晶圧延による靭性向上のため、Ｎｂ量は０．０１０％以上である。Ｎｂ量は、好ましくは０．０２０％以上である。
　一方、Ｎｂ量が０．１００％を超えると、粗大炭化物により靭性が劣化する。このため、Ｎｂ量は０．１００％以下である。Ｎｂ量は、好ましくは０．０９０％以下である。
　Ｎ：０．００１～０．０２０％
　Ｎは、窒化物を形成することで結晶粒の粗大化を抑制し、その結果、母材部及び電縫溶接部の靭性を向上させる元素である。かかる効果の観点から、Ｎ量は０．００１％以上である。Ｎ量は、好ましくは０．００３％以上である。
　一方、Ｎ量が０．０２０％を超えると、合金炭化物の生成量が増加し、母材部及び電縫溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｎ量は０．０２０％以下である。Ｎ量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下であり、特に好ましくは０．００８％以下である。
　Ｓｉ：０．０１０～０．４５０％
　Ｓｉは、鋼の脱酸剤として機能する元素である。より詳細には、Ｓｉ量が０．０１０％以上であると、母材部及び電縫溶接部に粗大な酸化物が生成されることが抑制され、その結果、母材部及び電縫溶接部の靭性が向上する。従って、Ｓｉ量は０．０１０％以上である。Ｓｉ量は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。
　一方、Ｓｉ量が０．４５０％を超えると電縫溶接部に介在物が生成し、シャルピー吸収エネルギーが低下し靭性が劣化する場合がある。従って、Ｓｉ量は０．４５０％以下である。Ｓｉ量は、好ましくは０．４００％以下であり、より好ましくは０．３５０％以下であり、特に好ましくは０．３００％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．１００％
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として機能する元素である。より詳細には、Ａｌ量が０．００１％以上であると、母材部及び電縫溶接部に粗大な酸化物が生成されることが抑制され、その結果、母材部及び電縫溶接部の靭性が向上する。従って、Ａｌ量は０．００１％以上である。Ａｌ量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。
　一方、Ａｌ量が０．１００％を越えると、電縫溶接時のＡｌ系酸化物の生成に伴い、溶接部靭性が劣化する場合がある。従って、Ａｌ量は０．１００％以下である。Ａｌ量は、好ましくは０．０９０％以下である。
　Ｐ：０～０．０３０％
　Ｐは、不純物元素である。Ｐ量が０．０３０％を超えると、粒界に偏析することで靭性を損なう場合がある。従って、Ｐ量は０．０３０％以下である。Ｐ量は、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下であり、更に好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
　Ｐ量は０％であってもよい。脱燐コスト低減の観点から、Ｐ量は、０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよい。
　Ｓ：０～０．０１００％
　Ｓは、不純物元素である。Ｓ量が０．０１００％を超えると、靭性を損なう場合がある。従って、Ｓ量は０．０１００％以下である。Ｓ量は、好ましくは０．００７０以下であり、より好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。
　Ｓ量は０％であってもよい。脱硫コスト低減の観点から、Ｓ量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．０００３％以上であってもよい。
　Ｍｏ：０～０．５０％
　Ｍｏは、任意の元素である。従って、Ｍｏ量は０％であってもよい。
　Ｍｏは、鋼材の焼入れ性を向上させ、鋼材の高強度に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｍｏ量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０３％以上であってもよい。
　一方、Ｍｏ量が０．５０％を超えると、Ｍｏ炭窒化物の生成により靭性を低下させる可能性がある。従って、Ｍｏ量は０．５０％以下である。Ｍｏ量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下であり、特に好ましくは０．１０％以下である。
　Ｃｕ：０～１．００％
　Ｃｕは、任意の元素である。従って、Ｃｕ量は０％であってもよい。
　Ｃｕは、母材の強度向上に有効な元素である。かかる効果の観点から、Ｃｕ量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０３％以上であってもよい。
　一方、Ｃｕ量が１．００％を超えると、微細なＣｕ粒子を生成し、靭性を著しく劣化させるおそれがある。従って、Ｃｕ量は１．００％以下である。Ｃｕ量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下であり、更に好ましくは０．６０％以下であり、特に好ましくは０．５０％以下である。
　Ｎｉ：０～１．００％
　Ｎｉは、任意の元素である。従って、Ｎｉ量は０％であってもよい。
　Ｎｉは、強度及び靭性の向上に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｎｉ量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０５％以上であってもよい。
　一方、Ｎｉ量が１．００％を超えると、強度が高くなりすぎるおそれがある。従って、Ｎｉ量は１．００％以下である。Ｎｉ量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下であり、更に好ましくは０．６０％以下である。
　Ｃｒ：０～１．００％
　Ｃｒは、任意の元素である。従って、Ｃｒ量は０％であってもよい。
　Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素である。かかる効果の観点から、Ｃｒ量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０５％以上であってもよい。
　一方、Ｃｒ量が１．００％を超えると、電縫溶接部に生成したＣｒ系介在物により溶接部の靭性が劣化するおそれがある。従って、Ｃｒ量は１．００％以下である。Ｃｒ量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下であり、更に好ましくは０．５０％以下であり、特に好ましくは０．３０％以下である。
　Ｖ：０～０．１００％
　Ｖは、任意の元素である。従って、Ｖ量は０％であってもよい。
　Ｖは、靭性の向上及びＹＲ低減に寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｖ量は、０％超であってもよく、０．００５％以上であってもよく、０．０１０％以上であってもよい。
　一方、Ｖ量が０．１００％を超えると、Ｖ炭窒化物により、靭性が劣化するおそれがある。従って、Ｖ量は、０．１００％以下である。Ｖ量は、好ましくは０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下であり、更に好ましくは０．０５０％以下であり、特に好ましくは０．０３０％以下である。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　Ｃａは、任意の元素である。従って、Ｃａ量は０％であってもよい。
　Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靭性を向上させる元素である。かかる効果の観点から、Ｃａ量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、０．００３０％以上であってもよく、０．００５０％以上であってもよい。
　一方、Ｃａ量が０．０１００％を超えると、ＣａＯ－ＣａＳからなる大型のクラスター又は大型の介在物が生成され、靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。従って、Ｃａ量は、０．０１００％以下である。Ｃａ量は、好ましくは０．００９０％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下であり、特に好ましくは０．００６０％以下である。
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　Ｍｇは、任意の元素である。従って、Ｍｇ量は０％であってもよい。
　Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として有効な元素であり、特に、微細な酸化物を生じて、ＨＡＺ（Heat affected zone）の靭性の向上にも寄与する元素である。かかる効果の観点から、Ｍｇ量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、０．００２０％以上であってもよく、０．００３０％以上であってもよく、０．００５０％以上であってもよい。
　一方、Ｍｇ量が０．０１００％を超えると、酸化物が凝集又は粗大化し易くなり、その結果、耐ＨＩＣ性（Hydrogen-Induced Cracking Resistance）の低下、又は、母材若しくはＨＡＺの靱性の低下をもたらすおそれがある。従って、Ｍｇ量は０．０１００％以下である。Ｍｇ量は、０．００６０％以下が好ましい。
　ＲＥＭ：０～０．０１００％
　ＲＥＭは、任意の元素である。従って、ＲＥＭ量は０％であってもよい。
　ここで、「ＲＥＭ」は希土類元素、即ち、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を指す。
　ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として有効な元素である。かかる効果の観点から、ＲＥＭ量は、０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよい。
　一方、ＲＥＭ量が０．０１００％を超えると、粗大な酸化物を生じ、その結果、耐ＨＩＣ性の低下、又は、母材若しくはＨＡＺの靱性の低下をもたらすおそれがある。従って、ＲＥＭ量は０．０１００％以下である。ＲＥＭ量は、好ましくは０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
　母材部の化学組成は、上述した任意の元素による効果を得る観点から、Ｍｏ：０％超０．５０％以下、Ｃｕ：０％超１．００％以下、Ｎｉ：０％超１．００％以下、Ｃｒ：０％超１．００％以下、Ｖ：０％超０．１００％以下、Ｃａ：０％超０．０１００％以下、Ｍｇ：０％超０．０１００％以下、及びＲＥＭ：０％超０．０１００％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。
　各任意の元素のより好ましい量については、それぞれ前述したとおりである。
　残部：Ｆｅ及び不純物
　母材部の化学組成において、上述した各元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
　ここで、不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の工程で混入する成分であって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を指す。
　不純物としては、上述した元素以外のあらゆる元素が挙げられる。不純物としての元素は、１種のみであっても２種以上であってもよい。
　不純物として、例えば、Ｏ、Ｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈが挙げられる。
　上述した元素のうち、Ｏは、含有量０．００６％以下となるように制御することが好ましい。
　また、その他の元素について、通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、及びＡｓについては含有量０．１％以下の混入が、Ｐｂ及びＢｉについては含有量０．００５％以下の混入が、Ｂについては含有量０．０００３％以下の混入が、Ｈについては含有量０．０００４％以下の混入が、それぞれあり得るが、その他の元素の含有量については、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
　ＣＭｅｑ：０．１７０～０．３００
　母材部の化学組成において、下記式（１）で示されるＣＭｅｑは、０．１７０～０．３００である。
　ＣＭｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ／３＋Ｖ　…　式（１）
〔式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
　ＣＭｅｑは、降伏強度に対し、正の相関がある。
　降伏強度３９０ＭＰａ以上を達成し易い観点から、ＣＭｅｑは０．１７０以上である。ＣＭｅｑは、好ましくは０．１８０以上であり、より好ましくは０．２００以上であり、更に好ましくは０．２３０以上である。
　一方、降伏強度５６２ＭＰａ以下を達成し易い観点から、ＣＭｅｑは、０．３００以下である。ＣＭｅｑは、好ましくは０．２９０以下であり、より好ましくは０．２７５以下である。
　ＬＲ：０．２１０以上
　母材部の化学組成において、下記式（２）で示されるＬＲが、０．２１０以上である。
　本開示の電縫鋼管では、ＬＲが０．２１０以上であることにより、ＹＲ９０％以下が達成され得る。
　ＬＲが０．２１０未満である場合には、ＹＲが９０％を超える場合がある。この理由は、鋼中の析出物量が少なくなり、加工硬化能が低下する（即ち、ＴＳが低下する）ためと考えられる。
　ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ　…　式（２）
〔式（２）において、Ｃ、Ｎｂ、及びＭｎは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
　式（２）の技術的な意味は以下のとおりである。
　式（２）において、Ｃ量及びＮｂ量を分子に配置する理由は、Ｃ及びＮｂが析出物を形成することにより、鋼の加工硬化能が向上し（即ち、ＴＳが上昇し）、その結果、鋼のＹＲが低減されると考えられるためである。
　Ｃ量に「２．１」を乗じる理由は、上述した析出物形成による加工硬化能向上の効果に関し、Ｃの含有による効果はＮｂの含有による効果の約２．１倍であると考えられるためである。
　式（２）において、Ｍｎ量を分母に配置する理由は、Ｍｎの含有により鋼を比較的低温で変態させることが可能となるものの、Ｍｎの含有によって鋼の加工硬化能自体が損なわれ（即ち、ＴＳが低下し）、その結果、鋼のＹＲが上昇するためである。
　上述したとおり、ＬＲは、Ｎｂ量及びＣ量に対して正の相関があり、Ｍｎ量に対して負の相関がある。
　本開示の電縫鋼管では、ＬＲが０．２１０以上であることを満足することにより、Ｎｂ量が比較的多い場合、例えば、特許文献３（国際公開第２０１２／１３３５５８号）におけるＮｂ量（０．００３％以上０．０２％未満）よりも多い場合であっても、Ｃ量及びＭｎ量によってはＬＲが０．２１０以上となる場合がある。この場合には、ＹＲ９０％以下が達成され得る。
　なお、本開示の電縫鋼管では、Ｎｂ量が０．０２％未満である場合においても、ＬＲが０．２１０以上であること及びＬＲ以外の条件を満足することにより、ＹＲ９０％以下が達成され得る。
　ＬＲは、ＹＲ９０％以下をより達成し易い観点から、好ましくは０．２３０以上であり、より好ましくは０．２７０以上である。
　ＬＲの上限には特に制限はない。ＬＲは、電縫鋼管の製造適性の観点から、好ましくは０．５００以下であり、より好ましくは０．４５０以下であり、特に好ましくは０．４００以下である。
　Ｍｎ／Ｓｉ比：２．０以上
　母材部の化学組成において、Ｍｎ／Ｓｉ比（即ち、Ｓｉの質量％に対するＭｎの質量％の比Ｍｎ／Ｓｉ比）は、２．０以上である。
　本開示の電縫鋼管では、Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０以上であることにより、電縫溶接部の靭性が向上し、電縫溶接部におけるｖＥ（即ち、０℃における管周方向のシャルピー吸収エネルギー）が８０Ｊ以上となる。
　Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０未満である場合には、ｖＥが８０Ｊ未満となる場合がある。この理由は、Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０未満である場合、電縫溶接部において、ＭｎＳｉ系の介在物が脆性破壊の起点となることにより、靭性が劣化するためと考えられる。
　Ｍｎ／Ｓｉ比は、電縫溶接部の靭性をより向上させる観点から、好ましくは２．１以上である。
　Ｍｎ／Ｓｉ比の上限には特に制限はない。Ｍｎ／Ｓｉ比は、電縫溶接部の靭性及び母材部の靭性をより向上させる観点から、好ましくは５０以下であり、より好ましくは４０以下であり、特に好ましくは３０以下である。
〔母材部の金属組織〕
　本開示の電縫鋼管において、母材部の金属組織は、この金属組織を走査型電子顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察した場合に、フェライト分率（即ち、フェライトからなる第一相の面積率）が６０～９８％であり、残部である第二相が焼戻しベイナイト及びパーライトの少なくとも一方である。
　本開示の電縫鋼管では、フェライト分率が６０％以上であることにより、ＹＲ９０％以下が達成され得る。フェライト分率は、好ましくは６５％以上であり、より好ましくは７０％以上である。
　また、本開示の電縫鋼管では、前述のとおり、フェライト分率が９８％以下であることにより、ＴＳ５２０ＭＰａ以上が達成され得る。フェライト分率は、好ましくは９５％以下であり、より好ましくは９２％以下である。
　本開示の電縫鋼管において、残部である第二相は焼戻しベイナイトを含む。
　第二相が焼戻しベイナイトを含むことは、本開示の電縫鋼管が、造管後（即ち、電縫溶接後（電縫溶接後にシーム熱処理が施された場合にはシーム熱処理後））、焼戻しが施された電縫鋼管であることを意味する。
　本開示の電縫鋼管が、造管後に焼戻しが施された電縫鋼管であることにより、ＹＲ９０％以下が達成され得る。この理由は、造管後の焼戻しによってＹＲが下がるためと考えられる。造管後の焼戻しによってＹＲが下がる理由は、転位密度が低下することによってＹＳが下がり、かつ、転位上にセメンタイトが析出することによって加工硬化が大きくなる（即ち、ＴＳが上昇する）ため、と考えられる。
　本明細書において、焼戻しベイナイトは、その組織中に粒状のセメンタイトを含む点で、焼戻しベイナイトではないベイナイトと区別される。
　本明細書における「ベイナイト」の概念には、ベイニティックフェライト、グラニュラーベイナイト、上部ベイナイト、及び下部ベイナイトが包含される。
　第二相は、焼戻しベイナイトを含んでいればよく、焼戻しベイナイトのみからなる相であってもよいし、焼戻しベイナイト以外の組織を含んでいてもよい。
　焼戻しベイナイト以外の組織としては、パーライトが挙げられる。
　本明細書における「パーライト」の概念には、擬似パーライトも包含される。
　母材部の金属組織において、フェライト分率の測定及び第二相の特定は、母材９０°位置のＬ断面における肉厚１／４位置の金属組織をナイタールエッチングし、ナイタールエッチング後の金属組織の写真（以下、「金属組織写真」ともいう）を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率で観察することにより行う。ここで、金属組織写真は、１０００倍の視野で１０視野分（断面の実面積として０．１２ｍｍ２分）撮影する。撮影した金属組織写真を画像処理することにより、フェライト分率の測定及び第二相の特定を行う。画像処理は、例えば（株）ニレコ製の小型汎用画像解析装置ＬＵＺＥＸ　ＡＰを用いて行う。
　本明細書において、「母材９０°位置」とは、電縫溶接部から管周方向に９０°ずれた位置を指し、「Ｌ断面」とは、管軸方向及び肉厚方向に対して平行な断面を指し、「肉厚１／４位置」とは、電縫鋼管の外周面からの距離が肉厚の１／４である位置を指す。
　また、本明細書において、管軸方向を「Ｌ方向」と称することがある。
　図１は、本開示における母材部の金属組織の一例を示す走査型電子顕微鏡写真（ＳＥＭ写真；倍率１０００倍）である。
　図１のＳＥＭ写真は、後述の実施例１７において、フェライト分率の測定及び第二相の特定に用いたＳＥＭ写真のうちの一枚（１視野）である。
　図１に示すように、フェライトからなる第一相、及び、焼戻しベイナイトを含む第二相が確認できる。特に、白色の点（セメンタイト）が存在することから、第二相が焼戻しベイナイトを含むことがわかる。
　母材部の金属組織は、この金属組織を透過型電子顕微鏡を用いて１０００００倍の倍率で観察した場合に、円相当径１００ｎｍ以下の析出物（以下、「特定析出物」ともいう）の面積率（以下、「特定析出物面積率」ともいう）が０．１０～１．００％であることが好ましい。
　特定析出物面積率が０．１０％以上であると、ＹＲが９０％以下であることをより達成し易い。この理由は、特定析出物（即ち、円相当径１００ｎｍ以下の析出物）が加工硬化特性の向上（即ち、ＴＳの上昇）に寄与し、その結果、ＹＲが低下するためと考えられる。
　一方、特定析出物面積率が１．００％以下であると、脆性破壊が抑制される（即ち、母材部の靭性に優れる）。特定析出物面積率は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．７０％以下である。
　特定析出物面積率が０．１０～１．００％であることは、造管後、４００℃以上Ａｃ１点以下の温度での焼戻しを行うことによって達成され得る。
　本開示において、析出物面積率（即ち、円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率）は、母材９０°位置のＬ断面における肉厚１／４位置の金属組織を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１０００００倍の倍率で観察することにより測定する。
　より詳細には、まず、母材９０°位置のＬ断面における肉厚１／４位置から採取したサンプルに基づき、アセチルアセトン１０容積％、テトラメチルアンモニウムクロライド１容積％、及びメチルアルコール８９容積％からなる電解液を用いたＳＰＥＥＤ法により、ＴＥＭ観察用レプリカを作製する。得られたＴＥＭ観察用レプリカを、ＴＥＭを用いて１０００００倍の倍率で観察することにより、１μｍ四方の視野サイズのＴＥＭ像を１０視野分取得する。取得したＴＥＭ像の全面積に対する円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率を算出し、得られた結果を特定析出物面積率（％）とする。
　なお、上記ＳＰＥＥＤ法におけるエッチングの条件は、参照電極として飽和甘こう電極を用い、約８０平方ミリメートルの表面積に対して－２００ｍＶの電圧で１０クーロンの電荷を印加する条件とする。
　なお、特定析出物（即ち、円相当径１００ｎｍ以下の析出物）は、具体的には、Ｆｅ以外の金属の炭化物、Ｆｅ以外の金属の窒化物、及びＦｅ以外の金属の炭窒化物からなる群から選択される少なくとも１種であると考えられる。
　ここでいうＦｅ以外の金属としては、Ｔｉ及びＮｂが考えられる。また、化学組成が、Ｖ、Ｍｏ及びＣｒの少なくとも１種を含有する場合には、上記Ｆｅ以外の金属として、このＶ、Ｍｏ及びＣｒの少なくとも１種も考えられる。
〔管軸方向の降伏強度（ＹＳ）〕
　本開示の電縫鋼管は、管軸方向の降伏強度（ＹＳ）が３９０～５６２ＭＰａである。
　管軸方向のＹＳは、好ましくは４３０ＭＰａ以上であり、より好ましくは４５０ＭＰａ以上であり、より好ましくは４７０ＭＰａ以上であり、特に好ましくは５００ＭＰａ以上である。
　管軸方向のＹＳは、好ましくは５５０ＭＰａ以下であり、より好ましくは５４０ＭＰａ以下であり、特に好ましくは５３０ＭＰａ以下である。
　管軸方向のＹＳが５６２ＭＰａ以下であることは、造管後、焼戻しを行うことによって達成され得る。この理由は、造管後の焼戻しによって造管ひずみが緩和され、転位密度が下がるためと考えられる。
〔管軸方向の引張強度（ＴＳ）〕
　本開示の電縫鋼管は、管軸方向の引張強度（ＴＳ）が５２０～６９０ＭＰａである。
　管軸方向のＴＳは、好ましくは５５０ＭＰａ以上であり、より好ましくは５８０ＭＰａ以上である。
　管軸方向のＴＳは、好ましくは６８０ＭＰａ以下であり、より好ましくは６６０ＭＰａ以下であり、特に好ましくは６５０ＭＰａ以下である。
〔管軸方向の降伏比〕
　本開示の電縫鋼管は、管軸方向の降伏比（ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００）が、９０％以下である。
　これにより、敷設時等における電縫鋼管の座屈が抑制される。
　管軸方向のＹＲが９０％以下であることは、造管後、焼戻しを行うことによって達成され得る。この理由は、転位密度が低下することでＹＳが下がり、かつ、転位上にセメンタイトが微細に析出することで加工硬化が大きくなる（即ち、ＴＳが上昇する）ためと考えられる。
〔電縫鋼管の肉厚〕
　本開示の電縫鋼管の肉厚は、好ましくは１０～２５ｍｍである。
　肉厚が１０ｍｍ以上であると、熱延鋼板を管状に成形する際の歪みを利用してＹＲを低下させやすい点で有利である。肉厚は、より好ましくは１２ｍｍ以上である。
　肉厚が２５ｍｍ以下であると、電縫鋼管の製造適性（詳細には、熱延鋼板を管状に成形する際の成形性）の点で有利である。肉厚は、より好ましくは２０ｍｍ以下である。
〔電縫鋼管の外形〕
　本開示の電縫鋼管の外径は、好ましくは１１４．３～６０９．６ｍｍ（即ち、４．５～２４インチ）である。
　外径が１１４．３ｍｍ以上であると、ラインパイプ用電縫鋼管としてより好適である。外径は、好ましくは１３９．７ｍｍ（即ち、５．５インチ）以上、より好ましくは１７７．８ｍｍ（即ち、７インチ）以上である。
　外径が６０９．６ｍｍ以下であると、熱延鋼板を管状に成形する際の歪みを利用してＹＲを低下させやすい点で有利である。外径は、好ましくは４０６．４ｍｍ（即ち、１６インチ）以下、より好ましくは３０４．８ｍｍ（即ち、１２インチ）以下である。
〔製法の一例〕
　本開示の電縫鋼管の製法の一例として、以下の製法Ａが挙げられる。
　製法Ａは、
　上述した化学組成を有する熱延鋼板を用いてアズロール電縫鋼管を製造する工程と、
　アズロール電縫鋼管に対し焼戻しを施すことにより電縫鋼管を得る焼戻し工程と、
を有する。
　上記製法Ａによれば、焼戻し工程を有することにより、前述した理由により、ＹＲが９０％以下である電縫鋼管を製造し易い。
　焼戻し温度（即ち、焼戻しにおける保持温度）は、４００℃以上Ａｃ１点以下であることが好ましい。
　焼戻し温度が４００℃以上であると、セメンタイト及び特定析出物（円相当径１００ｎｍ以下の析出物）をより析出させやすいので、ＹＲ９０％以下をより達成し易い。焼戻し温度として、より好ましくは４２０℃以上である。
　焼戻し温度がＡｃ１点以下であると、析出物が粗大となることをより抑制できる。焼戻し温度は、鋼のＡｃ１点にもよるが、７２０℃以下であることも好ましく、７１０℃以下であることも好ましく、７００℃以下であることも好ましい。
　ここで、Ａｃ１点は、鋼の温度を上昇させた際、オーステナイトへの変態が開始される温度を意味する。
　Ａｃ１点は、下記式によって算出される。
　Ａｃ１点（℃）　＝７５０．８－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ－１１．６Ｍｎ－２２．９Ｃｕ－２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ＋２３２．４Ｎｂ－１６９．４Ａｌ
〔ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＡｌは、それぞれ、各元素の質量％である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは任意の元素であり、これら任意の元素のうち、鋼片に含有されていない元素については、０質量％としてＡｃ１点を計算する。〕
　焼戻し工程における焼戻し時間（即ち、焼戻し温度での保持時間）は、ＹＲをより低下させやすい点で、５分以上であることが好ましい。
　製法Ａにおいて、アズロール電縫鋼管とは、熱延鋼板をロール成形（即ち、管状の成形）して製造される電縫鋼管であって、ロール成形後、シーム熱処理以外の熱処理が施されていない電縫鋼管を指す。
　製法Ａにおけるアズロール電縫鋼管を製造する工程の好ましい態様については後述する。
　製法Ａは、アズロール電縫鋼管を製造する工程と、焼戻し工程と、の間に、アズロール電縫鋼管の形状を、サイザーにより、調整前後の真円度の変化量（以下、「サイザー真円度変化量（％）」ともいう）が１．０％以上となる条件で調整するサイザー工程を有することが好ましい。
　製法Ａがサイザー工程を有する場合には、上述した特定析出物面積率が０．１０～１．００％である電縫鋼管をより製造し易い。
　この理由は、サイザー真円度変化量が１．０％以上となる条件の上記サイザー工程により、アズロール電縫鋼管の内部に、ある程度の量以上の転位が導入され、その後、アズロール電縫鋼管に対し４００℃以上Ａｃ１点以下の温度の焼戻しを施すことにより、転位上に微細な特定析出物が析出しやすくなるため、と考えられる。
　ここで、アズロール電縫鋼管の真円度は、以下のようにして求める。
　まず、アズロール電縫鋼管の外径を、管周方向について４５°ピッチで測定することにより４つの測定値を得る。得られた４つの測定値における、最大値、最小値、及び平均値をそれぞれ求める。最大値、最小値、及び平均値に基づき、以下の式によってアズロール電縫鋼管の真円度を求める。
　アズロール電縫鋼管の真円度　＝　（最大値－最小値）／平均値
　また、サイザー真円度変化量（％）は、サイザーによる形状調整前のアズロール電縫鋼管の真円度、及び、サイザーによる形状調整後のアズロール電縫鋼管の真円度に基づき、下記式によって求める。
　サイザー真円度変化量（％）　＝　（｜サイザーによる形状調整後のアズロール電縫鋼管の真円度－サイザーによる形状調整前のアズロール電縫鋼管の真円度｜／サイザーによる形状調整前のアズロール電縫鋼管の真円度）×１００
　製法Ａにおけるアズロール電縫鋼管を製造する工程は、
　上述した化学組成を有する鋼片（スラブ）を加熱し、加熱された鋼片を熱間圧延することにより、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
　熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷却する冷却工程と、
　冷却工程で冷却された熱延鋼板を巻き取ることにより、熱延鋼板からなるホットコイルを得る巻き取り工程と、
　ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部を形成することにより、アズロール電縫鋼管を得る造管工程と、
を有することが好ましい。
　造管工程は、電縫溶接後、必要に応じ、電縫溶接部に対しシーム熱処理を施してもよい。
　熱間圧延工程では、上述した化学組成を有する鋼片（スラブ）を１１５０℃～１３５０℃の温度に加熱することが好ましい。
　鋼片を加熱する温度が１１５０℃以上であると、電縫鋼管の母材部の靭性をより向上させることができる。この理由は、鋼片を加熱する温度が１１５０℃以上であると、未固溶のＮｂ炭化物の生成を抑制できるためと考えられる。
　鋼片の加熱する温度が１３５０℃以下であると、電縫鋼管の母材部の靭性をより向上させることができる。この理由は、鋼片の加熱温度が１３５０℃以下であると、金属組織の粗大化を抑制できるためと考えられる。
　熱間圧延工程では、例えば１１５０℃～１３５０℃の温度に加熱された鋼片を、Ａｒ３点＋１００℃以上の温度で熱間圧延することが好ましい。これにより、熱延鋼板の焼入れ性を向上させることができる。
　ここで、Ａｒ３点は、母材部の化学組成から、下記式によって求める。
　Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－５５Ｎｉ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－８０Ｍｏ
〔ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＭｏは、それぞれ、各元素の質量％である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＭｏは任意の元素であり、これら任意の元素のうち、鋼片に含有されていない元素については、０質量％としてＡｒ３点を計算する。〕
　冷却工程では、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、冷却開始温度をＡｒ３点以上として冷却することが好ましい。これにより、母材部の強度及び靭性をより向上させることができる。この理由は、冷却開始温度をＡｒ３点以上とすることにより、粗大なポリゴナルフェライトの生成が抑制されるためと考えられる。
　冷却工程では、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、５℃／ｓ～８０℃／ｓの冷却速度で冷却することが好ましい。
　冷却速度が５℃／ｓ以上であると、母材部の靭性劣化がより抑制される。この理由は、冷却工程における冷却速度が５℃／ｓ以上であることにより、粗大なフェライトの生成が抑制されるためと考えられる。
　冷却速度が８０℃／ｓ以下であると、母材部の靭性劣化が抑制される。この理由は、冷却工程における冷却速度が８０℃／ｓ以下であることにより、第二相分率が過剰となること（即ち、フェライト分率が６０％未満となること）が抑制されるためと考えられる。
　巻き取り工程は、冷却工程で冷却された熱延鋼板を、４５０～６５０℃の巻き取り温度にて巻き取ることが好ましい。
　巻き取り温度が４５０℃以上であると、母材部の靭性劣化が抑制される。この理由は、巻き取り温度が４５０℃以上であると、マルテンサイトの生成が抑制されるためと考えられる。
　巻き取り温度が６５０℃以下であると、ＹＲの上昇を抑制できる。この理由は、巻き取り温度が６５０℃以下であると、Ｎｂ炭窒化物の過剰な生成が抑制され、その結果、ＹＳの上昇が抑制されるためと考えられる。
　以下、本開示の実施例を示すが、本開示は以下の実施例には限定されない。
〔実施例１～１７、比較例１～２６〕
＜ホットコイルの製造＞
　表１及び表２に示す化学組成を有する鋼片を、１２５０℃の温度に加熱し、加熱された鋼片を熱間圧延して熱延鋼板とし、得られた熱延鋼板を、冷却開始温度を８２０℃とし、冷却速度５０℃／ｓにて冷却し、冷却された熱延鋼板を巻き取り温度５５０℃にて巻き取ることにより、熱延鋼板からなるホットコイルを得た。
　各実施例及び各比較例において、表１及び表２に示した元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
　表１及び２中、実施例１１におけるＲＥＭはＣｅであり、実施例１６におけるＲＥＭはＮｄであり、実施例１７におけるＲＥＭはＬａである。
　表１～３中、下線を付した数値は、本開示の範囲外の数値である。
＜アズロール電縫鋼管の製造＞
　上記ホットコイルから熱延鋼板を巻き出し、巻き出された熱延鋼板をロール成形することによりオープン管とし、得られたオープン管の突合せ部を電縫溶接して電縫溶接部（以下、「溶接部」ともいう）を形成し、次いで溶接部をシーム熱処理することにより、アズロール電縫鋼管を得た。
＜電縫鋼管の製造（サイザー及び焼戻し）＞
　上記アズロール電縫鋼管の形状を、サイザーにより、表３に示すサイザー真円度変化量（％）となる条件で調整した。
　形状調整後のアズロール電縫鋼管に対し、表３に示す焼戻し温度及び焼戻し時間による焼戻しを施すことにより、電縫鋼管を得た。
　得られた電縫鋼管の外径は２１９ｍｍであり、この電縫鋼管の肉厚は１５．９ｍｍであった。
　なお、以上の製造工程は、鋼の化学組成に影響を及ぼさない。従って、得られた電縫鋼管の母材部の化学組成は、原料である鋼片の化学組成と同一とみなせる。
＜測定＞
　得られた電縫鋼管について、以下の測定を行った。
　結果を表３に示す。
（フェライト分率の測定及び第二相の組織の確認）
　前述した方法により、フェライト分率（表３では「Ｆ分率」）を測定し、第二相の種類を確認した。
　表３中、ＴＢは、焼戻しベイナイトを意味し、Ｐは、パーライトを意味し、ＭＡは、島状マルテンサイトを意味する。
（ＹＳ、ＴＳ、及びＹＲの測定）
　電縫鋼管の母材９０°位置から、引張試験用の試験片を、引張試験の試験方向（引張方向）が電縫鋼管の管軸方向（以下、「Ｌ方向」とも称する）となる向きに採取した。ここで、試験片の形状は、アメリカ石油協会規格ＡＰＩ　５Ｌ（以下、単に「ＡＰＩ　５Ｌ」とする）に準拠する平板形状とした。
　採取した試験片を用い、室温にて、ＡＰＩ　５Ｌに準拠し、試験方向を電縫鋼管のＬ方向とする引張試験を行い、電縫鋼管のＬ方向のＴＳ、及び、電縫鋼管のＬ方向のＹＳをそれぞれ測定した。
　また、算出式「（ＹＳ／ＴＳ）×１００」により、電縫鋼管のＬ方向のＹＲ（％）を求めた。
（母材部のｖＥ（Ｊ）（０℃におけるシャルピー吸収エネルギー）の測定）
　電縫鋼管の母材９０℃位置からＶノッチ付きフルサイズ試験片（シャルピー衝撃試験用の試験片）を採取した。Ｖノッチ付きフルサイズ試験片は、試験方向が管周方向（Ｃ方向）となるように採取した。採取されたＶノッチ付きフルサイズ試験片について、０℃の温度条件下で、ＡＰＩ　５Ｌに準拠してシャルピー衝撃試験を行い、ｖＥ（Ｊ）を測定した。
　以上の測定を、電縫鋼管１つ当たり５回行い、５回の測定値の平均値を、その電縫鋼管の母材部のｖＥ（Ｊ）とした。
（溶接部のｖＥ（Ｊ）（０℃におけるシャルピー吸収エネルギー）の測定）
　Ｖノッチ付きフルサイズ試験片を採取した位置を、電縫鋼管の溶接部に変更したこと以外は、母材部のｖＥ（Ｊ）の測定と同様の操作を行った。
（特定析出物面積率の測定）
　前述した方法により、特定析出物面積率（即ち、円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率；表３では単に「析出物面積率（％）」と表記する）を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１～表３に示すように、各実施例の電縫鋼管は、本開示における、ＴＳ、ＹＳ、ＹＲ、ｖＥ（母材部）、及びｖＥ（溶接部）を満足した。即ち、各実施例の電縫鋼管は、ある程度の引張強度及び降伏強度を有し、降伏比が低減され、母材部及び溶接部の靭性に優れることが示された。
　Ｃ量が上限を超過した比較例１では、Ｆ分率が低下し、ＹＲが高くなった。
　Ｓｉ量が上限を超過した比較例２では、溶接部の靭性が劣化した。
　Ｓｉ量が下限を下回った比較例３では、母材部及び溶接部の靭性が劣化した。この理由は、脱酸が不十分となり粗大な酸化物が生じたためと考えられる。
　Ｍｎ量が下限を下回った比較例４では、母材部及び溶接部の靭性が劣化した。この理由は、Ｓ起因の脆化が起こったためと考えられる。
　Ｍｎ量が上限を超過した比較例５では、母材部及び溶接部の靭性が劣化した。この理由は、ＭｎＳ起因の割れが生じ易くなったためと考えられる。
　Ｔｉが下限を下回った比較例６では、母材部及び溶接部の靭性が劣化した。この理由は、結晶粒が粗大になったためと考えられる。
　Ｔｉが上限を超過した比較例７では、母材部及び溶接部の靭性が劣化した。この理由は、粗大なＴｉＮが生成したためと考えられる。
　Ｎｂが下限を下回った比較例８では、母材部の靭性が劣化した。この理由は、未再結晶圧延が不十分となったためと考えられる。
　Ｎｂが上限を超過した比較例９では、母材部及び溶接部の靭性が劣化した。この理由は、粗大なＮｂ炭窒化物が生成したためと考えられる。
　Ａｌが下限を下回った比較例１０では、母材部及び溶接部の靭性が劣化した。この理由は、この理由は、脱酸が不十分となったためと考えられる。
　Ａｌが上限を超過した比較例１１では、溶接部の靭性が劣化した。この理由は、Ａｌ系介在物が多量に生成されたためと考えられる。
　ＣＭｅｑが上限を超過した比較例１２では、ＹＳ及びＴＳが上限を超えた。
　ＣＭｅｑが下限を下回った比較例１３では、Ｆ分率が上限を超過し、ＴＳが下限を下回った。
　ＬＲが０．２１０を下回った比較例１４では、降伏比が９０％を超えた。
　比較例１５では、ＹＳ及びＹＲが上限を超過した。この理由は、焼戻し温度が低すぎたために、焼戻しによって造管ひずみを緩和させる効果（即ち、焼戻しによって転位密度を低減させる効果）が不十分であり、かつ、転位上析出が不十分であったためと考えられる。
　比較例１６では、母材部及び溶接部の靭性が低下した（即ち、母材部及び溶接部のｖＥが、いずれも下限を下回った）。この理由は、焼戻し温度が高すぎたために、一部の領域においてオーステナイトへの変態が起こり、上記一部の領域でＣの濃度が高くなり、その結果、その後の冷却により、島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成されたためと考えられる。
　比較例１７では、ＹＲが９０％を超えた。この理由は、サイザー真円度変化量が小さかったため、転位の導入及び転位上析出が不十分であったためと考えられる。
　比較例１８では、ＹＲが９０％を超えた。この理由は、焼戻し時間が短かったために、転位上析出が不十分であったためと考えられる。
　Ｎ量が下限を下回った比較例１９では、母材部及び溶接部の靭性が劣化した。この理由は、結晶粒が粗大となったためと考えられる。
　Ｎ量が上限を超えた比較例２０では、母材部及び溶接部の靭性が劣化した。この理由は、炭化物が粗大となったためと考えられる。
　比較例２１～２３では、ＹＲが９０％を超えた。この理由は、サイザー真円度変化量が小さかったため、転位の導入及び転位上析出が不十分であったためと考えられる。
　Ｍｎ／Ｓｉ比が２．０以下である比較例２４では、溶接部の靭性が劣化した。
　ＬＲが０．２１０を下回った比較例２５及び２６では、降伏比が９０％を超えた。
　日本国特許出願２０１６－０５６８５８の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
　本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (5)

  1. 　母材部及び電縫溶接部を含み、
    　前記母材部の化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０８０～０．１２０％、
    Ｍｎ：０．３０～１．００％、
    Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、
    Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、
    Ｎ　：０．００１～０．０２０％、
    Ｓｉ：０．０１０～０．４５０％、
    Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    Ｐ　：０～０．０３０％、
    Ｓ　：０～０．０１００％、
    Ｍｏ：０～０．５０％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｖ　：０～０．１００％、
    Ｃａ：０～０．０１００％、
    Ｍｇ：０～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　下記式（１）で示されるＣＭｅｑが０．１７０～０．３００であり、
    　Ｓｉの質量％に対するＭｎの質量％の比が２．０以上であり、
    　下記式（２）で示されるＬＲが０．２１０以上であり、
    　前記母材部の金属組織を走査型電子顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察した場合に、フェライトからなる第一相の面積率が６０～９８％であり、残部である第二相が焼戻しベイナイトを含み、
    　管軸方向の降伏強度が３９０～５６２ＭＰａであり、
    　管軸方向の引張強度が５２０～６９０ＭＰａであり、
    　管軸方向の降伏比が９０％以下であり、
    　前記母材部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において１００Ｊ以上であり、
    　前記電縫溶接部における管周方向のシャルピー吸収エネルギーが、０℃において８０Ｊ以上である
    ラインパイプ用電縫鋼管。
    　ＣＭｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋Ｎｂ＋Ｍｏ／３＋Ｖ　…　式（１）
    　ＬＲ＝（２．１×Ｃ＋Ｎｂ）／Ｍｎ　…　式（２）
    〔式（１）及び式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
  2. 　前記母材部の化学組成が、質量％で、
    Ｍｏ：０％超０．５０％以下、
    Ｃｕ：０％超１．００％以下、
    Ｎｉ：０％超１．００％以下、
    Ｃｒ：０％超１．００％以下、
    Ｖ　：０％超０．１００％以下、
    Ｃａ：０％超０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０％超０．０１００％以下、及び
    ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下
    の１種又は２種以上を含有する請求項１に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
  3. 　前記母材部の金属組織を透過型電子顕微鏡を用いて１０００００倍の倍率で観察した場合に、円相当径１００ｎｍ以下の析出物の面積率が０．１０～１．００％である請求項１又は請求項２に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
  4. 　前記母材部の化学組成におけるＮｂの含有量が、質量％で、０．０２０％以上である請求項１～請求項３のいずれか１項に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
  5. 　肉厚が１０～２５ｍｍであり、外径が１１４．３～６０９．６ｍｍである請求項１～請求項４のいずれか１項に記載のラインパイプ用電縫鋼管。
PCT/JP2017/010023 2016-03-22 2017-03-13 ラインパイプ用電縫鋼管 WO2017163987A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017535722A JP6213703B1 (ja) 2016-03-22 2017-03-13 ラインパイプ用電縫鋼管
EP17770030.9A EP3375900A4 (en) 2016-03-22 2017-03-13 ELECTRIC RESISTANT WELDED STEEL TUBE FOR A TUBE
KR1020187015522A KR20180077259A (ko) 2016-03-22 2017-03-13 라인 파이프용 전봉 강관
CN201780004490.4A CN108368582A (zh) 2016-03-22 2017-03-13 线管用电焊钢管

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016056858 2016-03-22
JP2016-056858 2016-03-22

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017163987A1 true WO2017163987A1 (ja) 2017-09-28

Family

ID=59899525

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2017/010023 WO2017163987A1 (ja) 2016-03-22 2017-03-13 ラインパイプ用電縫鋼管

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP3375900A4 (ja)
JP (1) JP6213703B1 (ja)
KR (1) KR20180077259A (ja)
CN (1) CN108368582A (ja)
WO (1) WO2017163987A1 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6693610B1 (ja) * 2019-08-23 2020-05-13 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
WO2020171209A1 (ja) * 2019-02-21 2020-08-27 日本製鉄株式会社 高強度電縫鋼管および地盤安定化工事用高強度電縫鋼管の使用方法
WO2021200402A1 (ja) 2020-04-02 2021-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法
WO2022075027A1 (ja) * 2020-10-05 2022-04-14 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法
JP7549286B1 (ja) 2024-02-13 2024-09-11 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113677816B (zh) * 2019-03-29 2022-11-22 杰富意钢铁株式会社 电阻焊钢管及其制造方法、以及钢管桩
TR201921217A2 (tr) * 2019-12-24 2021-07-26 Tirsan Kardan Sanayi Ve Ticaret Anonim Sirketi Yüksek mukavemetli, düşük alaşımlı çelik kompozisyonu
KR102730861B1 (ko) * 2020-02-10 2024-11-18 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 라인파이프용 전봉 강관
EP4206338A4 (en) 2020-08-28 2023-10-25 Nippon Steel Corporation ELECTRIC RESISTANCE WELDED STEEL PIPE
WO2023014330A1 (en) * 2021-08-04 2023-02-09 Ti̇rsan Kardan Sanayi̇ Ve Ti̇caret Anoni̇m Şi̇rketi̇ New micro-alloy steel

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10176239A (ja) 1996-10-17 1998-06-30 Kobe Steel Ltd 高強度低降伏比パイプ用熱延鋼板及びその製造方法
JP2002302716A (ja) * 2001-04-06 2002-10-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 強度および靱性に優れる電縫鋼管およびその製造方法
JP2007015008A (ja) * 2005-07-11 2007-01-25 Jfe Steel Kk ラインパイプ向け低ｙｒ電縫鋼管の製造方法
JP2010506044A (ja) * 2006-10-06 2010-02-25 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 優れた歪みエージング抵抗を有する低降伏比ジュアル相鋼ライン管
JP4466320B2 (ja) 2004-10-27 2010-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 ラインパイプ用低降伏比電縫鋼管の製造方法
WO2012133558A1 (ja) 2011-03-30 2012-10-04 新日本製鐵株式会社 電縫鋼管及びその製造方法
WO2013027779A1 (ja) * 2011-08-23 2013-02-28 新日鐵住金株式会社 厚肉電縫鋼管及びその製造方法
JP2014189808A (ja) * 2013-03-26 2014-10-06 Kobe Steel Ltd 耐水素誘起割れ性と曲げ性に優れた低降伏比型高強度鋼板
JP2016056858A (ja) 2014-09-08 2016-04-21 株式会社テイエルブイ スチームトラップ

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06158177A (ja) * 1992-11-26 1994-06-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靭性電縫鋼管の製造方法
EP1473376B1 (en) * 2002-02-07 2015-11-18 JFE Steel Corporation High strength steel plate and method for production thereof
JP4266194B2 (ja) * 2004-09-16 2009-05-20 株式会社東芝 耐熱鋼、耐熱鋼の熱処理方法および高温用蒸気タービンロータ
JP4881773B2 (ja) * 2007-03-23 2012-02-22 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板
EP2192203B1 (en) * 2007-07-23 2018-11-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel pipes excellent in deformation characteristics and process for manufacturing the same
EP2397570B1 (en) * 2009-10-28 2013-12-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plate for line pipes with excellent strength and ductility and process for production of same
CN103014554B (zh) * 2011-09-26 2014-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法
JP5708723B2 (ja) * 2013-07-09 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 低温破壊靭性に優れたラインパイプ用厚肉電縫鋼管およびその製造方法
US10344362B2 (en) * 2014-03-31 2019-07-09 Jfe Steel Corporation Steel material for highly deformable line pipes having superior strain aging resistance and superior HIC resistance, method for manufacturing same, and welded steel pipe

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10176239A (ja) 1996-10-17 1998-06-30 Kobe Steel Ltd 高強度低降伏比パイプ用熱延鋼板及びその製造方法
JP2002302716A (ja) * 2001-04-06 2002-10-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 強度および靱性に優れる電縫鋼管およびその製造方法
JP4466320B2 (ja) 2004-10-27 2010-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 ラインパイプ用低降伏比電縫鋼管の製造方法
JP2007015008A (ja) * 2005-07-11 2007-01-25 Jfe Steel Kk ラインパイプ向け低ｙｒ電縫鋼管の製造方法
JP2010506044A (ja) * 2006-10-06 2010-02-25 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 優れた歪みエージング抵抗を有する低降伏比ジュアル相鋼ライン管
WO2012133558A1 (ja) 2011-03-30 2012-10-04 新日本製鐵株式会社 電縫鋼管及びその製造方法
WO2013027779A1 (ja) * 2011-08-23 2013-02-28 新日鐵住金株式会社 厚肉電縫鋼管及びその製造方法
JP2014189808A (ja) * 2013-03-26 2014-10-06 Kobe Steel Ltd 耐水素誘起割れ性と曲げ性に優れた低降伏比型高強度鋼板
JP2016056858A (ja) 2014-09-08 2016-04-21 株式会社テイエルブイ スチームトラップ

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3375900A4 *

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020171209A1 (ja) * 2019-02-21 2020-08-27 日本製鉄株式会社 高強度電縫鋼管および地盤安定化工事用高強度電縫鋼管の使用方法
JPWO2020171209A1 (ja) * 2019-02-21 2021-03-11 日本製鉄株式会社 高強度電縫鋼管および地盤安定化工事用高強度電縫鋼管の使用方法
CN113423846A (zh) * 2019-02-21 2021-09-21 日本制铁株式会社 高强度电焊钢管和地基稳定化工程用高强度电焊钢管的使用方法
CN113423846B (zh) * 2019-02-21 2022-09-20 日本制铁株式会社 高强度电焊钢管和地基稳定化工程用高强度电焊钢管的使用方法
JP6693610B1 (ja) * 2019-08-23 2020-05-13 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
WO2021038632A1 (ja) 2019-08-23 2021-03-04 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
KR20220002484A (ko) 2019-08-23 2022-01-06 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 라인 파이프용 전봉 강관
WO2021200402A1 (ja) 2020-04-02 2021-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法
KR20220145392A (ko) 2020-04-02 2022-10-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 전봉 강관 및 그의 제조 방법
WO2022075027A1 (ja) * 2020-10-05 2022-04-14 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法
JP7081727B1 (ja) * 2020-10-05 2022-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法
JP7549286B1 (ja) 2024-02-13 2024-09-11 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管

Also Published As

Publication number Publication date
EP3375900A1 (en) 2018-09-19
JP6213703B1 (ja) 2017-10-18
KR20180077259A (ko) 2018-07-06
EP3375900A4 (en) 2019-07-17
JPWO2017163987A1 (ja) 2018-03-29
CN108368582A (zh) 2018-08-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6213703B1 (ja) ラインパイプ用電縫鋼管
US7879287B2 (en) Hot-rolled steel sheet for high-strength electric-resistance welded pipe having sour-gas resistance and excellent weld toughness, and method for manufacturing the same
JP6288390B1 (ja) ラインパイプ用アズロール電縫鋼管
JP6260757B1 (ja) ラインパイプ用アズロール電縫鋼管及び熱延鋼板
KR101333854B1 (ko) 저온 인성이 우수한 후육 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5293903B1 (ja) 厚肉電縫鋼管及びその製造方法
WO2018008194A1 (ja) ラインパイプ用電縫鋼管
JP6587041B1 (ja) ラインパイプ用電縫鋼管
WO2015012317A1 (ja) ラインパイプ用鋼板及びラインパイプ
WO2017110254A1 (ja) アズロール型ｋ５５電縫油井管及び熱延鋼板
JP2015190026A (ja) ラインパイプ用厚肉高強度電縫鋼管およびその製造方法
JP6575734B1 (ja) ラインパイプ用電縫鋼管
WO2018066249A1 (ja) トーションビーム用電縫鋼管
JP2005002385A (ja) 成形性と靱性に優れた鋼管とその製造方法
JP2018178210A (ja) ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法
JP6693610B1 (ja) ラインパイプ用電縫鋼管
JP6213702B1 (ja) ラインパイプ用電縫鋼管
JP7448804B2 (ja) ラインパイプ用電縫鋼管、及びラインパイプ用熱延鋼板
WO2019234851A1 (ja) 油井用電縫鋼管
JP2023171336A (ja) 電縫鋼管、及び、電縫鋼管の素材となる鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017535722

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20187015522

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2017770030

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE