(57)【要約】【課題】電縫溶接部において優れた耐ＨＩＣ性と低温靭性とを有するラインパイプ用電縫鋼管を提供する。【解決手段】本実施形態によるラインパイプ用電縫鋼管は、質量％でＣ:０．０２〜０．１０％、Ｓｉ:０．１〜０．２％、Ｍｎ:０．５〜２％、Ｐ:０．０３％以下、Ｓ:０．００２０％以下、Ｏ：０．００３５％以下、Ａｌ:０．０１０〜０．０４０％、Ｎ:０．００１〜０．００８％、Ｎｂ:０．０１〜０．１０％、Ｔｉ:０．００５〜０．０３％、Ｎｉ:０．０３〜０．２５％、Ｍｏ:０．０７〜０．２％、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、及び、希土類元素：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、電縫溶接部のｔ／８深さ位置の組織において、平均結晶粒径は６．０μｍ以下であり、介在物の長径／短径比ＡＲが２．０以下である。  ０．０２０＜１／４０Ｎｉ＋１／４Ｍｏ＜０．０５０  （１）【選択図】図１
2018178210.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ラインパイプ用電縫鋼管であって、
質量％で、
Ｃ:０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ:０．１〜０．２％、
Ｍｎ:０．５〜２％、
Ｐ:０．０３％以下、
Ｓ:０．００２０％以下、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ａｌ:０．０１０〜０．０４０％、
Ｎ:０．００１〜０．００８％、
Ｎｂ:０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ:０．００５〜０．０３％、
Ｎｉ:０．０３〜０．２５％、
Ｍｏ:０．０７〜０．２％、
Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、及び、
希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、
前記ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部の肉厚をｔと定義した場合、前記電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織において、平均結晶粒径が６．０μｍ以下であり、酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが複合化された複合介在物の長径／短径比ＡＲが２．０以下である、ラインパイプ用電縫鋼管。
０．０２０＜１／４０Ｎｉ＋１／４Ｍｏ＜０．０５０  （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【請求項２】
請求項１に記載の化学組成を有する素材に対して、
粗圧延及び仕上げ圧延を実施して鋼板を製造する圧延工程と、
圧延工程後の前記鋼板を巻取り、コイル状のラインパイプ用熱延鋼板にする巻取り工程と、
コイル状のラインパイプ用熱延鋼板を巻戻しながら、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する製管工程と、
製管工程後に、前記ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部を加熱してノルマライズ処理を実施するノルマライズ処理工程とを備え、
前記ノルマライズ処理工程において、熱処理温度を９００〜１０００℃とし、熱処理後の水冷停止温度を４００〜５００℃とする、ラインパイプ用電縫鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼管及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年生産される原油や天然ガスは、湿潤な硫化水素（Ｈ２Ｓ）を含む。掘削された原油や天然ガスを搬送するパイプラインでは、このようなサワー環境に曝されるため、硫化水素に起因した水素脆化が問題となる。水素脆化には、外部応力のない状態で鋼管に生じる水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｃｒａｃｋｉｎｇ：以下、ＨＩＣという）がある。パイプラインに使用されるラインパイプ用の鋼管には、優れた耐ＨＩＣ性が要求される。
【０００３】
パイプラインは、複数のラインパイプで構成される。ラインパイプには、安全性の観点から高い靭性が要求される。ラインパイプ用の鋼管として、電気抵抗溶接鋼管（以下、電縫鋼管という）が利用される場合がある。そのため、電縫鋼管には、上述の耐ＨＩＣ性だけでなく、優れた靭性も求められる。ラインパイプはさらに、極寒冷地で使用されることがあるため、電縫鋼管には、特に低温靭性も求められる。
【０００４】
国際公開第２０１５／０２２８９９号（特許文献１）は、低温靭性を備えたラインパイプ用電縫鋼管を提案する。
【０００５】
特許文献１に開示されたラインパイプ用電縫鋼管は、電縫鋼管の母材を構成する鋼板の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．０１１〜０．０２３％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｃｅ及びＬａの１種又は２種の合計：０．００１〜０．００５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｏ：０．００２％以下、及びＮ：０．００５％以下を含有し、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．２％以下、及びＢ：０．００２％以下の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物である。電縫鋼管の溶接部における酸化物系介在物は、Ｃｅ及びＬａの１種又は２種を含有し、酸化物系介在物の長径／短径が２．５以下である。これにより、優れた耐ＳＳＣ性及び低温靭性が得られる、と記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】国際公開第２０１５／０２２８９９号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、電縫鋼管の電縫溶接部は母材よりも靭性が低い。そのため、電縫鋼管の電縫溶接部において、特許文献１に開示される電縫鋼管よりもさらに優れた低温靭性が求められる場合がある。
【０００８】
本発明の目的は、電縫溶接部において、優れた耐ＨＩＣ性と低温靭性とを有するラインパイプ用電縫鋼管を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本実施形態によるラインパイプ用電縫鋼管は、質量％でＣ:０．０２〜０．１０％、Ｓｉ:０．１〜０．２％、Ｍｎ:０．５〜２％、Ｐ:０．０３％以下、Ｓ:０．００２０％以下、Ｏ：０．００３５％以下、Ａｌ:０．０１０〜０．０４０％、Ｎ:０．００１〜０．００８％、Ｎｂ:０．０１〜０．１０％、Ｔｉ:０．００５〜０．０３％、Ｎｉ:０．０３〜０．２５％、Ｍｏ:０．０７〜０．２％、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部の肉厚をｔと定義した場合、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織において、平均結晶粒径は６．０μｍ以下である。上記組織において、酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが複合化された複合介在物の長径／短径比ＡＲは２．０以下である。
０．０２０＜１／４０Ｎｉ＋１／４Ｍｏ＜０．０５０  （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によるラインパイプ用電縫鋼管は、電縫溶接部において、優れた耐ＨＩＣ性と低温靭性とを有する。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】図１は、本実施の形態によるラインパイプ用電縫鋼管の連続冷却変態曲線の模式図である。
【図２】図２は、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部の横断面図の一部である。
【図３】図３は、ラインパイプ用電縫鋼管の製造方法の製管工程を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明者らは、ラインパイプ用電縫鋼管の耐ＨＩＣ性及び低温靭性について調査及び検討を行い、次の知見を得た。
【００１３】
（Ａ）ラインパイプ用電縫鋼管の耐ＨＩＣ性を高めるためには、Ｃａを含有するのが有効である。これは、Ｃａを含有することにより、ＣａＳが形成されるからである。ＣａＳは、ＭｎＳ等の介在物周りの水素原子の集積を抑制する。これにより、ラインパイプ用電縫鋼管の耐ＨＩＣ性が高まる。
【００１４】
しかしながら、Ｃａを含有した電縫鋼管の低温靭性の低下の原因を調査した結果、電縫溶接部の介在物が起点となり、割れが発生していることがわかった。本実施形態において、介在物とは、酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが複合化された複合介在物を意味する。酸化物系介在物とは、酸素（Ｏ）含有量が質量％で２０％以上の介在物である。酸化物系介在物とは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣａからなる群から選択される１種以上と、Ｏとを含有する介在物である。酸化物系介在物はたとえば、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＭｎＯ、ＣａＯ、及び、それらが複合化された酸化物介在物である。硫化物系介在物とは、硫黄（Ｓ）含有量が質量％で３０％以上の介在物である。硫化物系介在物とは、ＣａとＳとを含有する介在物である。硫化物系介在物はたとえば、ＣａＳである。複合化された複合介在物とは、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが結合したものをいう。複合介在物は、質量％で、Ｏ：５％以上、及び、Ｓ：１０％以上を含有する。
【００１５】
介在物が起点となり割れが発生する理由は次のとおりと考えられる。Ｃａを含有した場合、低融点の介在物が生成する。低融点の介在物は溶接時に延伸される。延伸された介在物は、割れの起点となる。その結果、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部の低温靭性が低下する。
【００１６】
そこで、本発明者らは、介在物の形態制御について検討した。その結果、希土類元素（ＲＥＭ）を含有すれば、介在物の形態を制御することができ、耐ＨＩＣ性と電縫溶接部の低温靭性とを両立できることを見出した。具体的には、鋼中にＲＥＭを含有した場合、介在物がＲＥＭと反応して複合化し、ＲＥＭを含有する。ＲＥＭを含有した介在物の融点は高まる（高融点化）。ＲＥＭを含有した介在物はさらに、硬質化する。介在物が高融点化し、硬質化すれば、溶接時に、ＲＥＭを含有した介在物が延伸されにくくなる。その結果、電縫溶接部の低温靭性が高まる。
【００１７】
（Ｂ）電縫溶接部の組織が溶接ままのベイナイト主体であれば、旧オーステナイト粒をそのまま受け継いだ結晶粒の中にラス（細長い組織）が生成するものの、ラスの方位はブロックごとに揃う。そのため、各ブロックが実質的に一つの結晶粒とみなされる。したがって、ベイナイトにおける結晶粒の大きさは、旧オーステナイト粒の大きさで決まる。そのため、組織がベイナイト主体の場合、結晶粒が粗大化しやすく、電縫溶接部の低温靭性が低下しやすい。したがって、本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管では、電縫溶接部の組織をフェライト主体とする。電縫溶接部の組織がフェライト主体であれば、微細な結晶粒を得ることができる。その結果、電縫溶接部の低温靭性がさらに高まる。
【００１８】
（Ｃ）電縫溶接部の組織をフェライト主体とし、結晶粒を微細化するために、たとえば、次の製造方法を実施する。製管工程後の電縫鋼管の電縫溶接部に対して、ノルマライズ処理を実施する。ノルマライズ処理工程での熱処理温度を９００〜１０００℃とする。これにより、電縫溶接部の組織をいったんオーステナイト単相にする。さらに、ノルマライズ処理時の冷却速度を制御して、オーステナイト組織に多数の核生成サイトを生成し、多数の新たなフェライトを生成させる。たとえば、ノルマライズ処理工程において、熱処理後の冷却の制御方法の一例として、熱処理後の水冷停止温度を４００〜５００℃とする。水冷停止後は放冷する。これにより、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織において、フェライト分率（組織中でフェライトが占める面積率）が高まり、電縫溶接部の組織が微細化する。その結果、電縫溶接部の低温靭性が高まる。以下、この点について詳述する。
【００１９】
図１は、本実施の形態によるラインパイプ用電縫鋼管の連続冷却変態図（ＣＣＴ線図：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ  Ｃｏｏｌｉｎｇ  Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｄｉａｇｒａｍ）である。図１中、Ｆはフェライトノーズ、Ｐはパーライトノーズ、及びＢはベイナイトノーズを示す。
【００２０】
図１に示すとおり、フェライトノーズはパーライトノーズ及びベイナイトノーズよりも高い位置に存在する。図１中の実線Ｃ１は、従来のノルマライズ処理工程における冷却による冷却曲線を示す。図１中の破線Ｎ１は、従来のノルマライズ処理工程における冷却過程のＣＣＴ線図のＳ曲線（フェライト領域、パーライト領域、及び、ベイナイト領域）を示す。従来の冷却方法では、冷却過程において、フェライトノーズ、パーライトノーズ、及びベイナイトノーズのすべてを経由する。そのため、組織中にパーライト及びベイナイトが生成し、組織中のフェライト分率が低下する。
【００２１】
そこで、本実施形態では、Ｎｉ及びＭｏの含有量を調整して、ノルマライズ処理工程の冷却過程のＣＣＴ線図のＳ曲線を、右側（長時間側）にシフトする（図１中の実線Ｎ２）。Ｎｉ及びＭｏは電縫溶接部の焼入れ性を高める。そのため、Ｎｉ及びＭｏを含有すれば、ノルマライズ処理工程の冷却過程のＣＣＴ線図のＳ曲線が、右側にシフトする。本実施形態ではさらに、ノルマライズ処理工程の冷却時に、図１中の実線Ｃ２の冷却曲線に沿って冷却を行う。具体的には以下のとおりである。
【００２２】
Ｎｉ及びＭｏはいずれも、ＣＣＴ線図のＳ曲線に影響を与える。Ｆ１＝１／４０Ｎｉ＋１／４Ｍｏと定義する。Ｆ１が低すぎれば、図１に示すＣＣＴ線図のＳ曲線が左側にシフトし過ぎる。この場合、ノルマライズ処理工程において、熱処理後の冷却過程で、核生成サイトが十分に生成する前に、電縫溶接部温度がフェライト領域に入る。そのため、フェライト粒が粗大化して、平均結晶粒径が大きくなる。この場合、電縫溶接部の低温靭性が低下する。
【００２３】
一方、Ｆ１が高すぎれば、Ｓ曲線が右側にシフトし過ぎる。この場合、冷却曲線がフェライトノーズにかかりにくくなる。その結果、ベイナイト、マルテンサイト等の硬質組織の生成量が多くなり、組織中のフェライト分率が低下する。その結果、電縫溶接部の低温靭性が低下する。
【００２４】
Ｆ１が０．０２０超〜０．０５０未満であれば、各相のＳ曲線がＣＣＴ線図において適度な位置に配置される。この場合、図１中の冷却曲線Ｃ２のように、核生成サイトが十分に生成してから、電縫溶接部温度がフェライト領域に入る。そのため、フェライト粒の粗大化を抑制でき、平均結晶粒径が小さくなる。その結果、高い低温靭性を得ることができる。
【００２５】
本実施形態ではさらに、ノルマライズ処理工程での熱処理後の冷却において、実線Ｃ２の冷却曲線に沿って冷却を行う。つまり、冷却初期では、従来と同様の水冷を実施する。ただし、水冷停止温度Ｔｓを、４００〜５００℃とする。水冷停止後は放冷する。これにより、電縫溶接部の温度を、フェライト変態完了まで、図１中のフェライト領域内に保持する。これにより、冷却初期に生成した多数の核生成サイトから微細なフェライトが生成される。その結果、組織中のフェライト分率が高まり、結晶粒が微細化される。そのため、電縫溶接部の低温靭性が高まる。
【００２６】
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるラインパイプ用電縫鋼管は、質量％でＣ:０．０２〜０．１０％、Ｓｉ:０．１〜０．２％、Ｍｎ:０．５〜２％、Ｐ:０．０３％以下、Ｓ:０．００２０％以下、Ｏ：０．００３５％以下、Ａｌ:０．０１０〜０．０４０％、Ｎ:０．００１〜０．００８％、Ｎｂ:０．０１〜０．１０％、Ｔｉ:０．００５〜０．０３％、Ｎｉ:０．０３〜０．２５％、Ｍｏ:０．０７〜０．２％、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部の肉厚をｔと定義した場合、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織において、平均結晶粒径は６．０μｍ以下である。上記組織において、酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが複合化された複合介在物の長径／短径比ＡＲは２．０以下である。
０．０２０＜１／４０Ｎｉ＋１／４Ｍｏ＜０．０５０  （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００２７】
本実施形態によるラインパイプ用熱延鋼板の製造方法は、上述の化学組成を有する素材に対して、粗圧延及び仕上げ圧延を実施して鋼板を製造する圧延工程と、圧延工程後の鋼板を巻取り、コイル状のラインパイプ用熱延鋼板にする巻取り工程と、コイル状のラインパイプ用熱延鋼板を巻戻しながら、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する製管工程と、製管工程後に、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部を加熱してノルマライズ処理を実施するノルマライズ処理工程とを備える。ノルマライズ処理工程において、熱処理温度は９００〜１０００℃とする。ノルマライズ処理工程において、熱処理後の水冷停止温度は４００〜５００℃とする。
【００２８】
以下、本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
【００２９】
［化学組成］
本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管の化学組成は、次の元素を含有する。
【００３０】
Ｃ:０．０２〜０．１０％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、炭化物が生成し、低温靭性及び延性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．１０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０２％超である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．０５０％である。
【００３１】
Ｓｉ:０．１〜０．２％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、低温靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１〜０．２％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．１２％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．１８％である。
【００３２】
Ｍｎ：０．５〜２％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５〜２％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５％である。
【００３３】
Ｐ：０．０３％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、低温靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
【００３４】
Ｓ：０．００２０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎ系硫化物を形成する。そのため、低温靭性及び耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００２０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００１０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
【００３５】
Ｏ：０．００３５％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して、耐水素誘起割れ性を低下する。Ｏはさらに、低温靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００３５％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
【００３６】
Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、Ａｌ窒化物が粗大化し、低温靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０１０〜０．０４０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。本明細書において、Ａｌ含有量は鋼中の全Ａｌ含有量を意味する。
【００３７】
Ｎ：０．００１〜０．００８％
窒素（Ｎ）は、窒化物を形成して、加熱工程中のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。この場合、圧延工程においてオーステナイト粒が微細化し、変態後の結晶粒が微細になる。その結果、低温靭性が高まる。Ｎはさらに、固溶強化により鋼の強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、炭窒化物が粗大化し、低温靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．００８％である。Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００２０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６０％である。
【００３８】
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣやＮと結合して微細なＮｂ炭窒化物を形成する。Ｎｂ炭窒化物により、結晶粒の粗大化が抑制され平均結晶粒径が小さくなる。そのため、低温靭性を高める。さらに、微細なＮｂ炭窒化物は、分散強化により鋼の強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、Ｎｂ炭窒化物が粗大化し、低温靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は、０．０１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０６％である。
【００３９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、固溶したＮによる低温靭性の低下を抑制する。さらに、微細なＴｉＮが分散析出することにより、結晶粒の粗大化を抑制する。これにより、低温靭性が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、ＴｉＮが粗大化したり、粗大なＴｉＣが生成する。この場合、低温靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は、０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。
【００４０】
Ｎｉ：０．０３〜０．２５％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、この効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０．０３〜０．２５％である。Ｎi含有量の好ましい下限は、０．０５％である。Ｎi含有量の好ましい上限は０．２０％である。
【００４１】
Ｍｏ：０．０７〜０．２％、
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、オーステナイト粒を微細化し、低温靭性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼の現地溶接性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０７〜０．２％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１９％未満である。
【００４２】
Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳの形態を制御して、球状化する。この場合、低温靭性が高まる。Ｃａ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大な介在物が形成される。したがって、Ｃａ含有量は０．００１０〜０．００４０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は、０．００２０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４０％未満である。
【００４３】
希土類元素：０．０００５〜０．００５０％
希土類元素（ＲＥＭ）は、介在物を高融点化及び硬質化して、低温靭性を高める。ＲＥＭ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、凝固時に高温より晶出して粗大な介在物となる。この場合、オーステナイト結晶粒が粗大化する。したがって、ＲＥＭ含有量は、０．０００５〜０．００５０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は、０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４０％である。
【００４４】
本実施形態において、ＲＥＭとは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）及びランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、プロメチウム（Ｐｍ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユウロピウム（Ｅｕ）、ガドリニウム（Ｇｄ）、テルビウム（Ｔｂ）、ジスプロシウム（Ｄｙ）、ホルミウム（Ｈｏ）、エルビウム（Ｅｒ）、ツリウム（Ｔｍ）、イッテルビウム（Ｙｂ）及びルテチウム（Ｌｕ）の合計１７元素の総称である。本実施形態において、ＲＥＭ含有量とは、上述の１７元素の１種又は２種以上の総含有量を意味する。
【００４５】
本実施の形態によるラインパイプ用電縫鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、ラインパイプ用電縫鋼管を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４６】
[式（１）について]
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．０２０＜１／４０Ｎｉ＋１／４Ｍｏ＜０．０５０  （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００４７】
上述のとおり、本実施の形態の化学組成において、Ｎｉ及びＭｏは電縫溶接部の焼入れ性を高める。
【００４８】
Ｆ１＝１／４０Ｎｉ＋１／４Ｍｏと定義する。Ｆ１が低すぎれば、ＣＣＴ線図のＳ曲線（フェライト領域、パーライト領域、ベイナイト領域）が左側（短時間側）にシフトする。この場合、ＣＣＴ線図において、核生成サイトが十分に生成する前に、電縫溶接部温度がフェライト領域に入る。その結果、フェライトの結晶粒が粗大化し、平均結晶粒径が大きくなる。その結果、電縫溶接部の低温靭性が低下する。Ｆ１が低すぎればさらに、焼入れ性が低下し、十分な強度が得られない。
【００４９】
一方、Ｆ１が高すぎれば、ＣＣＴ線図のＳ曲線が右側（長時間側）にシフトする。この場合、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が生成しやすくなり、組織中のフェライト分率が低下する。そのため、微細な組織が得られなくなる。その結果、電縫溶接部の低温靭性が低下する。
【００５０】
Ｆ１が０．０２０超〜０．０５０未満であれば、図１に示す冷却曲線Ｃ２を実施した場合、電縫溶接部の温度をフェライト領域に保持しやすい。そのため、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置のフェライト分率を高めることができ、結晶粒を微細化できる。その結果、電縫溶接部の低温靭性を高めることができる。
【００５１】
［電縫溶接部のミクロ組織］
［平均結晶粒径：６．０μｍ以下］
本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管では、肉厚をｔ（ｍｍ）と定義した場合、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織での平均結晶粒径が６．０μｍ以下である。平均結晶粒径が大きすぎれば、電縫溶接部の低温靭性が低下する。本実施形態では、上述の平均結晶粒径が６．０μｍ以下であるため、優れた低温靭性が得られる。平均結晶粒径の好ましい上限は、５．０μｍであり、さらに好ましくは４．０μｍである。
【００５２】
ここで、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置とは、ｔ／８深さ位置から、肉厚方向に±１％ｔの範囲を意味する。具体的には次のとおりである。図２は、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部の横断面（つまり、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面）の一部である。図２を参照して、電縫溶接部１００を肉厚ｔ方向に８等分する。電縫溶接部１００は外面１と内面２とを有する。電縫溶接部１００の表面は、外面１である。外面１を電縫溶接部１００の表面として、電縫溶接部１００の表面から、内面２方向にｔ／８から、肉厚方向に±１％ｔの範囲を、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面でのｔ／８深さ位置と定義する。
【００５３】
平均結晶粒径は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ法を用いて次の方法で測定する。ラインパイプ用電縫鋼管の、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置から試料を採取する。採取された試料をコロイダルシリカ研磨剤で３０〜６０分研磨する。研磨された試料をＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  Ｉｍａｇｅ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて解析し、平均結晶粒径を求める。具体的には、ＥＢＳＰ−ＯＩＭの倍率は４００倍、視野面積は９０μｍ×２００μｍとする。０．３μｍの測定ステップごとの方位測定で、隣り合う測定点の方位差が、２°を超えた位置を粒界とする。粒界に囲まれた領域を結晶粒として、その粒径及び結晶粒の表面積を求める。得られた粒径及び表面積からエリア平均粒径を求める。本明細書中において、求めたエリア平均粒径を平均結晶粒径とする。
【００５４】
本実施形態においては、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織がフェライト主体であれば、上記の平均結晶粒径を６．０μｍ以下とできる。フェライト主体とは、たとえば、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織のフェライト分率が６５％以上であることを意味する。フェライト分率の好ましい下限は、７０％であり、さらに好ましくは７５％である。電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織は、フェライト、ベイニティックフェライト、及びパーライトからなり、残部は、析出物及び／又は介在物である。
【００５５】
後述するとおり、本実施形態において、電縫溶接部に対して、製管工程後、熱処理温度を９００〜１０００℃とし、熱処理後の水冷停止温度を４００〜５００℃とするノルマライズ処理を実施する。そのため、本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部の組織は、フェライト主体となり、上記の平均結晶粒径を６．０μｍ以下とできる。
【００５６】
［介在物について］
鋼中にＣａが含有された場合、低融点の介在物が生成する。介在物とは、製造工程中に晶出する化合物を言う。本実施形態において、介在物とは、酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが複合化された複合介在物を意味する。酸化物系介在物とは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣａからなる群から選択される１種以上と、Ｏとを含有する介在物である。酸化物系介在物はたとえば、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＭｎＯ、ＣａＯ、及び、それらが複合化された酸化物介在物である。硫化物系介在物とは、硫黄（Ｓ）含有量が質量％で３０％以上の介在物である。硫化物系介在物とは、ＣａとＳとを含有する介在物である。硫化物系介在物はたとえば、ＣａＳである。複合化された複合介在物とは、酸化物系介在物と硫化物系介在物とが結合したものをいう。複合介在物は、質量％で、Ｏ：５％以上、及び、Ｓ：１０％以上を含有する。
【００５７】
介在物の融点が低ければ溶接時に介在物が延伸される。延伸された介在物は、ＨＩＣの起点となる。その結果、電縫溶接部の低温靭性が低下する。
【００５８】
ＲＥＭを含有すれば、介在物の形態を制御することができ、耐ＨＩＣ性と電縫溶接部の低温靭性とを両立できる。具体的には、鋼中にＲＥＭを含有した場合、介在物がＲＥＭと反応して複合化し、ＲＥＭを含有する。ＲＥＭを含有した介在物の融点は高まる。ＲＥＭを含有した介在物はさらに、硬質化する。介在物が高融点化し、硬質化すれば、電縫溶接時に、ＲＥＭを含有した介在物が延伸されにくくなる。その結果、電縫溶接部の低温靭性が高まる。
【００５９】
［長径／短径比ＡＲ：２．０以下］
本実施形態では、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置において、介在物の長径／短径比ＡＲが２．０以下である。介在物が扁平形状であれば、介在物と母材との界面から割れが発生しやすいため、低温靭性が低くなる。したがって、介在物の形状が球状に近いほど、低温靭性の低下を抑制できる。電縫溶接部の介在物の長径／短径比ＡＲが２．０以下であれば、介在物が高融点化及び硬質化していることを意味する。つまり、電縫溶接部の低温靭性が高まる。
【００６０】
上述のとおり、ＲＥＭを含有する介在物であれば、溶接時に延伸されにくいため、介在物の長径／短径比ＡＲを２．０以下とできる。
【００６１】
［介在物の確認方法］
ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部の、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置において、管軸方向に垂直な断面（以下、観察面という）を有する試験片を採取する。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、観察面のうちの１０００倍のＳＥＭ画像において、円相当径が０．５ｎｍ〜１００μｍと判定される領域を特定する。この領域を、介在物と定義する。この手法で判定される介在物数が５０〜１００個になるまで、観察部位を増やす。得られた介在物から、介在物を特定する。具体的には、エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）を用いた測定により、介在物を同定する。
【００６２】
［介在物の長径／短径比ＡＲの測定方法］
上記で同定された各介在物の長径を１０００倍で測定する。具体的には、介在物と母材との界面上の異なる２点を結ぶ直線のうち、最大のものを介在物の長径Ｌと定義する。さらに、上記定義された異なる２点を結ぶ直線のうち、最小のものを介在物の短径Ｓとする。得られた長径Ｌ及び短径Ｓを用いて、長径／短径比を次の式で求める。
長径／短径比＝Ｌ／Ｓ
個々の介在物の測定で得られた長径／短径比の値の平均を、長径／短径比ＡＲと定義する。
【００６３】
後述の製造工程を実施することにより、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織において、平均結晶粒径を６．０μｍ以下、及び介在物の長径／短径比ＡＲを２．０以下とすることができる。その結果、電縫溶接部の低温靭性を高めることができる。
【００６４】
［製造方法］
上述のラインパイプ用電縫鋼管の製造方法の一例を説明する。
【００６５】
本製造方法では、上述した化学組成を満たす溶鋼を用いて、素材であるスラブを製造する（素材準備工程）。製造されたスラブを粗圧延機及び仕上げ圧延機で圧延して鋼板を製造する（圧延工程）。製造された鋼板を巻き取る（巻取り工程）。以上の製造工程により、ラインパイプ用熱延鋼板が製造される。
【００６６】
さらに、ラインパイプ用熱延鋼板を成形及び溶接して製管し、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する（製管工程）。製管工程後、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部を加熱してノルマライズ処理を実施する（ノルマライズ処理工程）。本実施形態の製造方法を用いれば、板厚を１２ｍｍ以上としても、電縫溶接部において、優れた耐ＨＩＣ性及び低温靭性が得られる。以下、それぞれの工程について詳しく説明する。
【００６７】
[素材準備工程]
上述の化学組成を有する素材を準備する。具体的には、上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて、素材（スラブ）を製造する。連続鋳造法により鋳片（スラブ）を製造してもよい。溶鋼を用いてインゴットを製造し、インゴットを分塊圧延して素材（スラブ）を製造してもよい。
【００６８】
［圧延工程］
圧延工程では、スラブを加熱し、粗圧延機及び仕上げ圧延機を用いて熱間圧延して、鋼板にする。粗圧延機及び仕上げ圧延機ともに、一列に並んだ複数の圧延スタンドを備え、各圧延スタンドはロール対を備える。
【００６９】
圧延工程において、仕上げ圧延機の最終スタンドの出側での鋼板の表面温度を、仕上げ圧延温度（℃）と定義する。仕上げ圧延温度（℃）は、Ａｒ３変態温度以上である。仕上げ圧延温度がＡｒ３変態温度以上であれば、オーステナイト単相域で鋼板を圧延できる。この場合、十分な機械的性質を得られる。上述の化学組成を有する本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管において、Ａｒ３変態温度は、６８０〜７８０℃である。
【００７０】
圧延工程で製造された鋼板を冷却する。冷却はたとえば、水冷装置による水冷である。水冷直前の鋼板の表面温度は特に限定しないが、Ａｒ３変態温度以上であるのが好ましい。水冷直前の鋼板の表面温度がＡｒ３変態温度以上であれば、粒成長により結晶粒が粗大化することによる強度の低下を防止できる。
【００７１】
冷却工程での冷却速度はたとえば、５℃／ｓ以上である。この場合、フェライト粒の粗大化を防ぎ、電縫溶接部の低温靭性を十分得られる。
【００７２】
［巻取り工程］
巻取り工程では、冷却された鋼板を巻取り、コイル状のラインパイプ用熱延鋼板にする。
【００７３】
コイル状のラインパイプ用熱延鋼板巻取り時の鋼板の表面温度（以下、巻取り温度という）はたとえば、４５０〜６２５℃である。巻取り温度が４５０〜６２５℃であれば、結晶粒の粗大化を抑制でき、電縫溶接部において十分な低温靭性が得られる。巻取り温度の好ましい下限は４７５℃であり、さらに好ましくは５００℃であり、さらに好ましくは５２５℃である。巻取り温度の好ましい上限は６００℃であり、さらに好ましくは５７４℃である。
【００７４】
以上の製造工程により、本実施形態のラインパイプ用熱延鋼板が製造される。
【００７５】
［製管工程］
コイルにされた熱延鋼板を巻戻しながら、図３に示すとおり、ラインパイプ用電縫鋼管２００を製造する。具体的には、ラインパイプ用鋼板を連続した成形ロールによる曲げ加工によりオープンパイプにする。続いて、オープンパイプの継目部、つまりラインパイプ用熱延鋼板の長手方向の両端面３を電縫溶接法により溶接し、ラインパイプ用電縫鋼管２００を製造する。図３では、給電子６０と溶接ロール７０とを用いて電縫溶接法により両端面３を溶接している。
【００７６】
［ノルマライズ処理工程］
製管後、ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部を加熱してノルマライズ処理を実施する。加熱処理方法はたとえば、高周波熱処理である。熱処理温度は９００〜１０００℃である。熱処理温度が９００℃未満であれば、電縫溶接部の組織がオーステナイトに変態しない。そのため、最終組織の平均結晶粒径が微細にならない。熱処理温度が１０００℃を超えれば、オーステナイト粒が粗大化する。そのため結晶粒径を微細化できず、電縫溶接部の低温靭性が低下する。
【００７７】
熱処理後の水冷停止温度は４００〜５００℃とする。水冷停止温度が低すぎれば、ＣＣＴ線図において、電縫溶接部温度がフェライト領域を通過してパーライト領域及び／又はベイナイト領域に到達する。この場合、フェライト分率が低下し、電縫溶接部の低温靭性が低下する。一方、水冷停止温度が高すぎれば、オーステナイト粒が粗大化する。そのため結晶粒径を微細化できず、電縫溶接部の低温靭性が低下する。水冷停止温度が４００〜５００℃であれば、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織において、平均結晶粒径を６．０μｍ以下とすることができ、電縫溶接部の低温靭性が高まる。好ましい水冷停止温度は４２５〜４７５℃であり、さらに好ましくは４４０〜４６０℃である。水冷停止後は放冷する。
【００７８】
以上の製造工程により製造されたラインパイプ用電縫鋼管では、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織において、フェライト主体であり、平均結晶粒径が６．０μｍ以下、及び介在物の長径／短径比ＡＲが２．０以下となる。その結果、電縫溶接部の耐ＨＩＣ性と低温靭性とを高めることができる。
【実施例】
【００７９】
表１に示す鋼Ａ〜鋼Ｓの溶鋼を連続鋳造してスラブを製造した。
【表１】
2018178210.tif 000003
【００８０】
鋼Ａ〜鋼Ｓの複数のスラブを用いて、表２に示す試験番号１〜試験番号２８のラインパイプ用電縫鋼管を製造した。
【００８１】
【表２】
2018178210.tif 000004
【００８２】
具体的には、各試験番号のスラブを、加熱炉で加熱した。加熱温度（℃）は１２００℃であった。加熱後のスラブを粗圧延機を用いて圧延して、９５０℃まで放冷した。その後、仕上げ圧延機で仕上げ圧延を実施した。仕上げ圧延温度はいずれもＡｒ３以上であった。
【００８３】
仕上げ圧延後の鋼板に対して、冷却を実施した。冷却では、冷却速度５℃／秒、冷却停止温度７３０℃とした。
【００８４】
以上の製造工程により鋼板を製造後、巻取り温度５５０℃で巻取りを実施して、板厚１２．７ｍｍのラインパイプ用熱延鋼板を製造した。ラインパイプ用熱延鋼板を用いて、電気抵抗溶接法により、ラインパイプ用電縫鋼管を製造した。製管工程後のノルマライズ処理工程において、熱処理温度Ｔｎ及び熱処理後の水冷停止温度Ｔｓは、表２に示すとおりであった。外径４０６．４ｍｍ、肉厚１２．７ｍｍのラインパイプ用電縫鋼管を製造した。
【００８５】
［試験方法］
［低温靭性試験］
各試験番号の電縫鋼管の電縫溶接部から、ＪＩＳ  Ｚ２２４２の４号試験片に準拠したＶノッチ試験片を作製した。Ｖノッチ試験片は、ノッチ部が電縫溶接部の中央部に一致するように、管円周方向に採取した。Ｖノッチ試験片の横断面は１０ｍｍ×１０ｍｍであり、Ｖノッチの深さは２ｍｍであった。Ｖノッチ試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験を−４０℃で実施し、−４０℃での吸収エネルギーを求めた。
【００８６】
［ＣＡＲ評価試験］
各番号の電縫鋼管の電縫溶接部を中央として管軸方向から試験片（製品厚さ、幅２０ｍｍ、長さ１００ｍｍ）を各１０個採取した。
【００８７】
採取された試験片を用いて、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ  Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ  ｏｆ  Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌにより規定されるＮＡＣＥ  ＴＭ０２８４−２０１１に準拠したＨＩＣ試験を行った。ＮＡＣＥ  ＳｏｌｕｔｉｏｎＡに準拠した試験液を準備した。具体的には、１ａｔｍのＨ2Ｓを飽和させた、５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3ＣＯＯＨの試験液であった。準備された試験液に試験片を２５℃で９６時間浸漬した。
【００８８】
試験後の各試験片に発生したＨＩＣの面積を超音波探傷法により測定し、式（Ａ）により割れ面積率ＣＡＲ（％）を求めた。なお、式（Ａ）中の試験片の面積は２０ｍｍ×１００ｍｍとした。標準測定条件として、ＡスコープでＢ１エコーが８０％以上得られる音圧とした場合であって、反射エコーが２０％以上の場合にＨＩＣと認定した。
割れ面積率ＣＡＲ＝試験片に発生したＨＩＣの面積の合計値／試験片の対象面積×１００  （Ａ）
【００８９】
[ミクロ組織]
上述の方法に基づいて、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織において、ＥＢＳＰ−ＯＩＭを用いて、フェライト分率、平均結晶粒径を測定した。平均結晶粒径測定でのＥＢＳＰ−ＯＩＭの測定条件は倍率：４００倍、視野面積：９０μｍ×２００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとした。
【００９０】
[介在物の確認]
上述の方法に基づいて、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織において、ＳＥＭを用いて介在物を同定した。ＳＥＭは、ＪＥＯＬ社製ＪＳＭ−ＯＩＭ（製品名）を用いた。ＥＤＳは、ＪＥＯＬ社製ＥＸ−６４１７５ＪＭＵ（製品名）を用いた。解析ソフトは、ＪＥＯＬ社製Ａｎａｌｙｓｉｓ  Ｓｔａｔｉｏｎ（登録商標）（Ｖｅｒ．ＪＥＤ−２２００）の粒子解析を用いた。
【００９１】
［介在物の長径／短径比ＡＲの測定］
上述の方法に基づいて、電縫溶接部の管軸方向に垂直な断面での表面からｔ／８深さ位置の組織において、介在物の長径／短径比ＡＲを求めた。
【００９２】
［試験結果］
表２に試験結果を示す。
【００９３】
表１及び表２を参照して、試験番号１〜１１の鋼の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。さらに、いずれの試験番号の製造条件も適切であった。そのため、試験番号１〜１１の電縫溶接部の組織はフェライト主体であり、平均結晶粒径は６．０μｍ以下であった。さらに電縫溶接部において、介在物の長径／短径比ＡＲが２．０以下であった。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーは２５０Ｊ以上であり、優れた低温靭性を示した。さらに、ＨＩＣ試験におけるＣＡＲは５．０％以下であり、優れた耐ＨＩＣ性を示した。
【００９４】
一方、試験番号１２では、ＲＥＭ含有量が低かった。そのため、長径／短径比ＡＲが２．０を超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。
【００９５】
試験番号１３では、ＲＥＭ含有量が低く、Ｆ１も０．０２０以下であった。そのため、平均結晶粒径が６．０μｍを超え、長径／短径比ＡＲが２．０を超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。
【００９６】
試験番号１４では、Ｍｏ含有量が低く、Ｆ１も０．０２０以下であった。そのため、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。
【００９７】
試験番号１５では、Ｆ１が０．０２０以下であった。そのため、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。
【００９８】
試験番号１６では、Ｆ１が０．０５０以上であった。そのため、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。
【００９９】
試験番号１７では、Ｎｉ含有量が低かった。そのため、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。
【０１００】
試験番号１８では、Ｍｏ含有量が低かった。そのため、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。
【０１０１】
試験番号１９では、Ｃａ含有量が高かった。そのため、長径／短径比ＡＲが２．０を超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。
【０１０２】
試験番号２０では、Ｃａ含有量が低かった。その結果、ＨＩＣ試験におけるＣＡＲは５．０％を超え、耐ＨＩＣ性が低かった。
【０１０３】
試験番号２１では、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。ノルマライズ工程において、熱処理温度Ｔｎが低かったためと考えられる。
【０１０４】
試験番号２２では、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。ノルマライズ工程において、熱処理温度Ｔｎが高かったためと考えられる。
【０１０５】
試験番号２３では、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。ノルマライズ工程において、熱処理後の水冷停止温度Ｔｓが高かったためと考えられる。
【０１０６】
試験番号２４では、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。ノルマライズ工程において、熱処理温後の水冷停止温度Ｔｓが低かったためと考えられる。
【０１０７】
試験番号２５では、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。ノルマライズ工程において、熱処理温度Ｔｎが低かったためと考えられる。
【０１０８】
試験番号２６では、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。ノルマライズ工程において、熱処理温度Ｔｎが高かったためと考えられる。
【０１０９】
試験番号２７では、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。ノルマライズ工程において、熱処理後の水冷停止温度Ｔｓが高かったためと考えられる。
【０１１０】
試験番号２８では、平均結晶粒径が６．０μｍを超えた。その結果、−４０℃での電縫溶接部のシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ未満であり、電縫溶接部の低温靭性が低かった。ノルマライズ工程において、熱処理後の水冷停止温度Ｔｓが低かったためと考えられる。
【０１１１】
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
【図１】
2018178210.tif 000005
【図２】
2018178210.tif 000006
【図３】
2018178210.tif 000007