(57)【特許請求の範囲】
【請求項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：  ０．０３０〜０．１２０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜２．００％、
Ｐ  ：０〜０．０３０％、
Ｓ  ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０３５％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．００８０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｉ：０．００１〜０．２０％、
Ｍｏ：０．１０〜０．２０％、
Ｖ：０〜０．０１０％、
Ｏ：０〜０．００３０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｃｒ：０〜０．３０％、
Ｃｕ：０〜０．３０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、下記式（１）で定義されるＦ１が０．３００〜０．３５０であり、
前記母材部の肉厚中央部の金属組織において、ポリゴナルフェライト分率が６０〜９０％であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒率が２０％以下であり、
管軸方向の降伏比が８０〜９５％であるラインパイプ用アズロール電縫鋼管。
Ｆ１  ＝  Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３  …  式（１）
〔式（１）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
【請求項２】
前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｖ：０％超０．０１０％以下、
Ｃａ：０％超０．００３０％以下、
Ｃｒ：０％超０．３０％以下、
Ｃｕ：０％超０．３０％以下、
Ｍｇ：０％超０．００５０％以下、及び
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する請求項１に記載のラインパイプ用アズロール電縫鋼管。
【請求項３】
管軸方向の降伏強度が４５０〜５４０ＭＰａであり、管軸方向の引張強度が５１０〜６２５ＭＰａである請求項１又は請求項２に記載のラインパイプ用アズロール電縫鋼管。
【請求項４】
肉厚が１２〜２５ｍｍであり、外径が３０４．８〜６６０．４ｍｍ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アズロール電縫鋼管。
【請求項５】
前記管軸方向の降伏比が８０〜９３％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アズロール電縫鋼管。
【請求項６】
請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載のラインパイプ用アズロール電縫鋼管の製造に用いられる熱延鋼板であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：  ０．０３０〜０．１２０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜２．００％、
Ｐ  ：０〜０．０３０％、
Ｓ  ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０３５％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．００８０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｉ：０．００１〜０．２０％、
Ｍｏ：０．１０〜０．２０％、
Ｖ：０〜０．０１０％、
Ｏ：０〜０．００３０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｃｒ：０〜０．３０％、
Ｃｕ：０〜０．３０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、前記式（１）で定義されるＦ１が０．３００〜０．３５０であり、
肉厚中央部の金属組織において、ポリゴナルフェライト分率が６０〜９０％であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒率が２０％以下である熱延鋼板。
【請求項７】
圧延方向の降伏強度が４５０〜５００ＭＰａであり、圧延方向の引張強度が５１０〜５８０ＭＰａである請求項６に記載の熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本開示は、ラインパイプ用アズロール電縫鋼管及び熱延鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来より、パイプラインの製造に用いられるラインパイプ用鋼管、及び、ラインパイプ用鋼管の製造に用いられる熱延鋼板に関し、種々の検討がなされている。
例えば、特許文献１には、低温靭性に優れるスパイラルラインパイプ用途の高強度の熱延鋼板として、質量％にて、Ｃ＝０．０２〜０．０８％、Ｓｉ＝０．０５〜０．５％、Ｍｎ＝１〜２％、Ｎｂ＝０．０３〜０．１２％、Ｔｉ＝０．００５〜０．０５％、を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなる熱延鋼板であって、当該鋼板表面から肉厚の１／２厚の深さにおけるミクロ組織において初析フェライト分率が３％以上２０％以下で他が低温変態相及び１％以下のパーライトであり、前記ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が１μｍ以上２．５μｍ以下かつエリア平均粒径が３μｍ以上９μｍ以下であり、前記エリア平均粒径の標準偏差が０．８μｍ以上２．３μｍ以下であり、また鋼板表面から肉厚の１／２厚の深さにおいて鋼板表面に平行な面に対する｛２１１｝方向と｛１１１｝方向の反射Ｘ線強度比｛２１１｝／｛１１１｝が１．１以上である熱延鋼板が開示されている。
特許文献１には、同文献に記載の熱延鋼板を、電縫鋼管又はスパイラル鋼管の製造に用い得ることが記載されている。【０００３】
特許文献１：国際公開第２０１２／００２４８１号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
ラインパイプ用鋼管のうち、溶接鋼管としては、厚板（例えば、肉厚が３０ｍｍ以上である厚板）を用いて製造されるＵＯＥ鋼管、又は、熱延鋼板からなるホットコイルを用いて製造される電縫鋼管若しくはスパイラル鋼管が用いられている。【０００５】
ラインパイプ用鋼管には、ＤＷＴＴ（Drop Weight Tear Test：落重試験）によって評価される低温靭性（以下、単に「低温靭性」とも称する）が要求される場合がある。詳細には、延性破面率が８５％以上となる温度の最低値であるＤＷＴＴ保証温度が低い程、低温靭性に優れる。【０００６】
低温靭性は、一般に、肉厚が厚いラインパイプ用鋼管に対して要求される傾向がある。ラインパイプ用鋼管の肉厚が厚いことは、強度に関して有利である反面、低温靭性に関しては不利であるためである。
従って、比較的肉厚が厚いＵＯＥ鋼管の分野では、従来から、低温靭性が注目されていた。
一方、比較的肉厚が薄い電縫鋼管の分野では、低温靭性はほとんど注目されていなかった。【０００７】
また、ＵＯＥ鋼管の分野において低温靭性が注目され、かつ、電縫鋼管の分野において低温靭性がほとんど注目されていなかった理由としては、以下の製造上の理由もある。
ＵＯＥ鋼管の素材である厚板を製造するための厚板プロセスは、比較的、製造条件の自由度が高い。例えば、厚板プロセスでは、低温圧延を行い易く、また、圧延後の冷却について複雑な制御冷却を行いやすい。従って、ＵＯＥ鋼管の分野においては、ＵＯＥ鋼管の低温靭性を改善させるために、厚板プロセスにおいて、低温圧延、複雑な制御冷却等によって金属組織の微調整を行うことが一般的に行われていた。
これに対し、電縫鋼管の素材であるホットコイル（詳細には、ホットコイルの形態の熱延鋼板）を製造するための熱延プロセスは、生産性を重視した設備上の制約から、厚板プロセスと比較して、製造条件の自由度が低い。例えば、熱延プロセスにおいて、圧延後の熱延鋼板は、例えば４００〜６００℃程度の巻取り温度（ＣＴ）まで冷却された後、コイル状に巻き取られる。この制約があるため、熱延プロセスは、厚板プロセスと比較して、低温圧延、及び、圧延後の複雑な制御冷却を行い難い。このような事情により、電縫鋼管の分野においては、電縫鋼管の低温靭性を改善させるために熱延プロセスにおいて金属組織の微調整を行うという思考自体に至りにくかった。【０００８】
また、厚板及びその最終製品であるＵＯＥ鋼管と、熱延鋼板及びその最終製品である電縫鋼管とでは、化学組成が同じであっても、金属組織及び／又は強度が全く異なる場合が多い。このような事情から、必ずしも、ＵＯＥ鋼管において注目されている課題（即ち、低温靭性）が、電縫鋼管においても同様に注目されるとは限らない。
例えば、厚板プロセスでは、冷却停止後の厚板が、（巻き取られていない）一枚の厚板の状態で両面側から空冷されるので、空冷時の冷却速度が比較的速い。これに対し、熱延プロセスでは、冷却停止後の熱延鋼板は、巻き取られたホットコイルの形態で空冷されるので、空冷時の冷却速度が比較的遅い。熱延プロセスでは、ホットコイルの形態で空冷される際の冷却速度が遅いため、ホットコイルの形態で空冷される間に、実質的に金属組織が焼き戻される場合がある。【０００９】
上述したとおり、従来、ラインパイプ用ＵＯＥ鋼管の分野においては低温靭性が注目されてきたが、ラインパイプ用電縫鋼管に対しては、低温靭性はほとんど注目されていなかった。
しかし、近年、パイプラインの敷設環境がより過酷となってきたという事情；電縫鋼管の製造技術の進歩により、肉厚が厚い電縫鋼管の製造が可能となったという事情；等から、ラインパイプ用電縫鋼管に対しても低温靭性が要求されることが有り得る。【００１０】
前述の特許文献１は、電縫鋼管の製造に用いる可能性がある熱延鋼板の低温靭性に注目した、数少ない文献のうちの一つである。
しかし、特許文献１に開示される技術に対し、低温靭性を更に向上させることが求められる場合がある。【００１１】
本開示は、上記事情に鑑みてなされた。
本開示の目的は、ＤＷＴＴによって評価される低温靭性に優れるラインパイプ用アズロール電縫鋼管、及び、このラインパイプ用アズロール電縫鋼管の製造に好適な熱延鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
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：  ０．０３０〜０．１２０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜２．００％、
Ｐ  ：０〜０．０３０％、
Ｓ  ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０３５％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．００８０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｉ：０．００１〜０．２０％、
Ｍｏ：０．１０〜０．２０％、
Ｖ：０〜０．０１０％、
Ｏ：０〜０．００３０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｃｒ：０〜０．３０％、
Ｃｕ：０〜０．３０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、下記式（１）で定義されるＦ１が０．３００〜０．３５０であり、
前記母材部の肉厚中央部の金属組織において、ポリゴナルフェライト分率が６０〜９０％であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒率が２０％以下であり、
管軸方向の降伏比が８０〜９５％であるラインパイプ用アズロール電縫鋼管。【００１３】
Ｆ１  ＝  Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３  …  式（１）
〔式（１）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕【００１４】
＜２＞  前記母材部の化学組成が、質量％で、
Ｖ：０％超０．０１０％以下、
Ｃａ：０％超０．００３０％以下、
Ｃｒ：０％超０．３０％以下、
Ｃｕ：０％超０．３０％以下、
Ｍｇ：０％超０．００５０％以下、及び
ＲＥＭ：０％超０．０１００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する＜１＞に記載のラインパイプ用アズロール電縫鋼管。
＜３＞  管軸方向の降伏強度が４５０〜５４０ＭＰａであり、管軸方向の引張強度が５１０〜６２５ＭＰａである＜１＞又は＜２＞に記載のラインパイプ用アズロール電縫鋼管。
＜４＞  肉厚が１２〜２５ｍｍであり、外径が３０４．８〜６６０．４ｍｍである＜１＞〜＜３＞のいずれか１つに記載のラインパイプ用アズロール電縫鋼管。
＜５＞  前記管軸方向の降伏比が８０〜９３％である＜１＞〜＜４＞のいずれか１つに記載のラインパイプ用アズロール電縫鋼管。【００１５】
＜６＞  ＜１＞〜＜５＞のいずれか１つに記載のラインパイプ用アズロール電縫鋼管の製造に用いられる熱延鋼板であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：  ０．０３０〜０．１２０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜２．００％、
Ｐ  ：０〜０．０３０％、
Ｓ  ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０３５％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．００８０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｉ：０．００１〜０．２０％、
Ｍｏ：０．１０〜０．２０％、
Ｖ：０〜０．０１０％、
Ｏ：０〜０．００３０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｃｒ：０〜０．３０％、
Ｃｕ：０〜０．３０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、及び
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、前記式（１）で定義されるＦ１が０．３００〜０．３５０であり、
肉厚中央部の金属組織において、ポリゴナルフェライト分率が６０〜９０％であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒率が２０％以下である熱延鋼板。
＜７＞  圧延方向の降伏強度が４５０〜５００ＭＰａであり、圧延方向の引張強度が５１０〜５８０ＭＰａである＜６＞に記載の熱延鋼板。
【発明の効果】
【００１６】
本開示によれば、ＤＷＴＴによって評価される低温靭性に優れるラインパイプ用アズロール電縫鋼管、及び、このラインパイプ用アズロール電縫鋼管の製造に好適な熱延鋼板が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本開示における母材部の金属組織の一例において、ポリゴナルフェライト分率の測定に用いるＫＡＭマップである。
【図２】本開示における母材部の金属組織の一例において、平均結晶粒径及び粗大結晶粒率の測定に用いる１５°大角粒界マップである。
【図３】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５００倍）である。
【図４】本開示における引張試験片の概略正面図である。
【図５】本開示の一例にかかる熱延鋼板を製造する際の連続冷却変態図（ＣＣＴ線図）である。
【図６】本開示におけるＤＷＴＴ試験片の概略正面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
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、母材部におけるＣ（炭素）の含有量を、「Ｃ含有量」と表記することがある。母材部におけ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。
【００１９】
本明細書において、「ラインパイプ用アズロール電縫鋼管」を、単に「電縫鋼管」又は「アズロール電縫鋼管」と称することがある。
本明細書において、アズロール電縫鋼管（As-rolled electric resistance welded steel pipe）とは、造管後、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。
本明細書において、「造管」とは、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までの過程を指す。
本明細書において、「ロール成形」とは、熱延鋼板を曲げ加工してオープン管状に成形することを指す。
【００２０】
〔ラインパイプ用アズロール電縫鋼管〕
本開示の電縫鋼管（即ち、ラインパイプ用アズロール電縫鋼管）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：０．０３０〜０．１２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｐ：０〜０．０３０％、Ｓ：０〜０．０１００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０３５％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｉ：０．００１〜０．２０％、Ｍｏ：０．１０〜０．２０％、Ｖ：０〜０．０１０％、Ｏ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｃｒ：０〜０．３０％、Ｃｕ：０〜０．３０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．０１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、下記式（１）で定義されるＦ１が０．３００〜０．３５０であり、母材部の肉厚中央部の金属組織において、ポリゴナルフェライト分率が６０〜９０％であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒率が２０％以下であり、管軸方向の降伏比が８０〜９５％である。
【００２１】
Ｆ１  ＝  Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３  …  式（１）
〔式（１）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
【００２２】
本開示の電縫鋼管において、母材部（base metal portion）とは、電縫鋼管における、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（但し、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。
【００２３】
本開示の電縫鋼管は、低温靭性（即ち、ＤＷＴＴによって評価される低温靭性）に優れる。
かかる効果は、上述した母材部の化学組成（Ｆ１が０．３００〜０．３５０であることを含む）と、上述した母材部の金属組織（概略的に言えば、結晶粒が微細化されている金属組織）と、によって達成される。
母材部の金属組織は、素材となる熱延鋼板の化学組成及び製造条件によって達成される。母材部の化学組成及び母材部の金属組織、並びに、熱延鋼板の好ましい製造条件については後述する。
【００２４】
本開示の電縫鋼管は、上述のとおり、低温靭性に優れる。
このため、本開示の電縫鋼管は、例えば、波浪による繰り返し歪みを受ける海底パイプラインを形成するための一部材又は寒冷地用ラインパイプを形成するための一部材として好適である。
【００２５】
また、本開示の電縫鋼管は、管軸方向の降伏比が、８０〜９５％である。
電縫鋼管の降伏比が９５％以下であることにより、ラインパイプ用鋼管として要求される塑性変形代が確保される。また、電縫鋼管の降伏比が９５％以下であることにより、電縫鋼管を用いて形成されたパイプラインをリーリング工法等によって敷設する際の座屈がより抑制される。
電縫鋼管の降伏比が８０％以上であることにより、電縫鋼管の製造適性に優れる。
【００２６】
＜母材部の化学組成＞
本開示における母材部の化学組成について説明する。
以下、本開示における母材部の化学組成（Ｆ１が０．３００〜０．３５０であることを含む）を、「本開示における化学組成」ともいう。
【００２７】
Ｃ:０．０３０〜０．１２０％
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。従って、Ｃ含有量は０．０３０％以上である。Ｃ含有量は、好ましくは０．０３５％以上であり、より好ましくは０．０４５％以上である。
一方、Ｃ含有量が高すぎれば、炭化物が発生し、鋼の低温靭性及び延性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．１２０％以下である。Ｃ含有量は、好ましくは０．１１０％以下である。
【００２８】
本明細書において、単なる「強度」との語は、引張強度（Tensile Strength；以下、「ＴＳ」ともいう）及び／又は降伏強度（Yield Strength；以下、「ＹＳ」ともいう）を意味する。
【００２９】
Ｓｉ:０．０５〜０．３０％
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。従って、Ｓｉ含有量は０．０５％以上である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、更に好ましくは０．１５％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の低温靭性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．３０％以下である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２１％以下である。
【００３０】
Ｍｎ:０．５０〜２．００％
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。従って、Ｍｎ含有量は０．５０％以上である。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以上であり、より好ましくは１．００％以上である。
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。従って、Ｍｎ含有量は２．００％以下である。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．８０％以下であり、より好ましくは１．５０％以下である。
【００３１】
Ｐ：０〜０．０３０％
Ｐは不純物である。Ｐは、鋼の低温靭性を低下させる。従って、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。具体的には、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下である。
一方、Ｐ含有量は、０％であってもよい。脱燐コスト低減の観点から、Ｐ含有量は０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよく、０．００５％以上であってもよい。
【００３２】
Ｓ:０〜０．０１００％
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、Ｓ含有量が多すぎると、鋼の低温靭性及び耐サワー性が低下する。従って、Ｓ含有量は、０．０１００％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
一方、Ｓ含有量は、０％であってもよい。脱硫コスト低減の観点から、Ｓ含有量は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％以上であってもよい。
【００３３】
Ａｌ:０．０１０〜０．０３５％
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。従って、Ａｌ含有量は０．０１０％以上である。Ａｌ含有量は、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、Ａｌ含有量が高すぎれば、Ａｌ酸化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。従って、Ａｌ含有量は０．０５０％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０４０％以下であり、より好ましくは０．０３５％以下であり、更に好ましくは０．０３０％以下である。
なお、本明細書におけるＡｌ含有量は、鋼中の全Ａｌの含有量を意味する。
【００３４】
Ｎ：０．００１０〜０．００８０％
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、鋼の低温靭性が高まる。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、この効果が得られない。従って、Ｎ含有量は、０．００１０％以上である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００２０％以上であり、より好ましくは０．００２５％以上である。
一方、Ｎ含有量が高すぎれば、炭窒化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。従って、Ｎ含有量は、０．００８０％以下である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下であり、更に好ましくは０．００５０％以下である。
【００３５】
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％
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、鋼の低温靭性が高まる。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。Ｎｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。従って、Ｎｂ含有量は、０．０１０％以上である。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１５％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、Ｎｂ炭窒化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。従って、Ｎｂ含有量は、０．０５０％以下である。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０４０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。
【００３６】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、固溶したＮによる鋼の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、鋼の低温靭性が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。従って、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００７％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。
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、鋼の低温靭性が低下する。従って、Ｔｉ含有量は、０．０３０％以下である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１７％以下である。
【００３７】
Ｎｉ：０．００１〜０．２０％
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。従って、Ｎｉ含有量は、０．００１％以上である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０５％以上であり、更に好ましくは０．０７％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。従って、Ｎｉ含有量は、０．２０％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１５％以下である。
【００３８】
Ｍｏ：０．１０〜０．２０％、
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、鋼の低温靭性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。従って、Ｍｏ含有量は、０．１０％以上である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１５％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼の現地溶接性が低下する。従って、Ｍｏ含有量は、０．２０％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１９％以下であり、より好ましくは０．１８％以下である。
【００３９】
Ｖ：０〜０．０１０％
Ｖは、任意の元素である。従って、Ｖ含有量は０％であってもよい。
Ｖは、巻取り工程において鋼中のＣやＮと結合して微細な炭窒化物を形成し、鋼の強度を高める。微細なＶ炭窒化物はさらに、結晶粒の粗大化を抑制して鋼の低温靭性を高める。これらの効果の観点から、Ｖ含有量は、０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよく、０．００２％以上であってもよい。
一方、Ｖ含有量が０．０１０％を超えると、Ｖ炭窒化物の粗大化により、低温靭性が劣化する。従って、Ｖ含有量は、０．０１０％以下である。
【００４０】
Ｏ：０〜０．００３０％
Ｏは不純物である。Ｏは、酸化物を形成して、鋼の耐水素誘起割れ性（hydrogen induced cracking resistance；以下、「耐ＨＩＣ性」とも称する）を低下する。Ｏはさらに、鋼の低温靭性を低下する。従って、Ｏ含有量は０．００３０％以下である。Ｏ含有量は、好ましくは０．００２５％以下である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
一方、Ｏ含有量は、０％であってもよい。脱酸コスト低減の観点から、Ｏ含有量は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、０．００１５％以上であってもよく、０．００２０％以上であってもよい。
【００４１】
Ｃａ：０〜０．００５０％
Ｃａは、任意の元素である。従って、Ｃａ含有量は０％であってもよい。
Ｃａは、ＭｎＳの形態を制御して球状化し、これにより鋼の低温靭性を向上させる。かかる効果の観点から、Ｃａ含有量は、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、０．００１５％以上であってもよく、０．００２０％以上であってもよい。
一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、粗大な酸化物系介在物が形成される。従って、Ｃａ含有量は、０．００５０％以下である。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００４５％以下である。
【００４２】
Ｃｒ：０〜０．３０％
Ｃｒは、任意の元素である。従って、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、鋼の強度を高める元素である。かかる効果の観点から、Ｃｒ含有量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよい。
一方、Ｃｒ含有量が０．３０％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて鋼の低温靭性が低下する。従って、Ｃｒ含有量は０．３０％以下である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。
【００４３】
Ｃｕ：０〜０．３０％
Ｃｕは、任意の元素である。従って、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。かかる効果の観点から、Ｃｕ含有量は、０％超であってもよく、０．０１％以上であってもよく、０．０５％以上であってもよく、０．１０％以上であってもよい。
一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎて鋼の低温靭性が低下する。従って、Ｃｕ含有量は０．３０％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．２５％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。
【００４４】
Ｍｇ：０〜０．００５０％
Ｍｇは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。
Ｍｇが含有される場合、Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として機能する。また、微細な酸化物を生じて、ＨＡＺの靭性の向上にも寄与する。これらの効果の観点から、Ｍｇ含有量は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．０００１％以上であり、更に好ましくは０．００１０％以上である。
一方、Ｍｇ含有量が高すぎると、酸化物が凝集又は粗大化し易くなり、その結果、耐ＨＩＣ性の低下、又は、母材部若しくはＨＡＺの靱性の低下がおこるおそれがある。従って、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下である。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。
【００４５】
ＲＥＭ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、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が含有される場合は、ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として機能する。かかる効果の観点から、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０％超であり、より好ましくは０．０００１％以上であり、更に好ましくは０．００１０％以上である。
一方、ＲＥＭが高すぎると、粗大な酸化物を生じ、その結果、耐ＨＩＣ性の低下、又は、母材部若しくはＨＡＺの靱性の低下をもたらすおそれがある。従って、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下である。ＲＥＭ含有量は、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。
【００４６】
母材部の化学組成は、Ｖ：０％超０．０１０％以下、Ｃａ：０％超０．００３０％以下、Ｃｒ：０％超０．３０％以下、Ｃｕ：０％超０．３０％以下、Ｍｇ：０％超０．００５０％以下、及びＲＥＭ：０％超０．０１００％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
各任意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。
【００４７】
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（例えば、鉱石、スクラップ、等）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、Ｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈが挙げられる。
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。
【００４８】
Ｆ１：０．３００〜０．３５０
母材部の化学組成において、下記式（１）で定義されるＦ１は、０．３００〜０．３５０である。
【００４９】
Ｆ１  ＝  Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３  …  式（１）
〔式（１）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
【００５０】
なお、言うまでもないが、化学組成が、式（１）中の元素記号に対応するいずれかの元素を含まない場合、式（１）中の対応する元素記号には「０」が代入される。
【００５１】
Ｆ１は、母材部の金属組織（特に結晶粒径）と相関がある。
Ｆ１が０．３００未満であると、ポリゴナルフェライト粒（以下、単に「フェライト粒」ともいう）が粗大化することにより平均結晶粒径が大きくなる場合があり、また、混粒組織となることにより粗大結晶粒率が大きくなる場合がある。これらの結果、低温靭性が劣化する場合がある。また、Ｆ１が０．３００未満であると、焼入れ性が低下して十分な強度が得られない場合もある。従って、Ｆ１は、０．３００以上である。Ｆ１は、好ましくは０．３０５以上である。
一方、Ｆ１が０．３５０超であると、ポリゴナルフェライト分率が過小となることにより平均結晶粒径及び／又は粗大結晶粒率が過大となる場合がある。その結果、低温靭性が劣化する場合がある。従って、Ｆ１は、０．３５０以下である。Ｆ１は、好ましくは０．３４５以下であり、より好ましくは０．３４０以下である。
【００５２】
Ｆ１が０．３００〜０．３５０であることをより達成し易い観点から、母材部の化学組成において、下記式（２）で定義されるＦ２が、０．２３０〜０．３００であることが好ましく、０．２３０〜０．２９０であることがより好ましい。
Ｆ２が０．２３０以上であると、Ｆ１が０．３００以上であることをより達成し易い。
Ｆ２が０．３００以下であると、Ｆ１が０．３５０以下であることをより達成し易い。
【００５３】
Ｆ２  ＝  Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３  …  式（２）
〔式（２）において、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
【００５４】
なお、言うまでもないが、化学組成が、式（２）中の元素記号に対応するいずれかの元素を含まない場合、式（２）中の対応する元素記号には「０」が代入される。
【００５５】
＜母材部の肉厚中央部の金属組織＞
以下、母材部の肉厚中央部の金属組織（以下、「母材部の金属組織」ともいう）について説明する。
母材部の肉厚中央部の金属組織において、ポリゴナルフェライト分率（以下、単に「フェライト分率」ともいう）は６０〜９０％であり、平均結晶粒径は１５μｍ以下であり、結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒率は２０％以下である。
【００５６】
フェライト分率：６０〜９０％
母材部の肉厚中央部の金属組織において、フェライト分率（即ち、ポリゴナルフェライト分率）は、６０〜９０％である。即ち、母材部の肉厚中央部の金属組織は、フェライト（即ち、ポリゴナルフェライト）を主体とする金属組織である。
フェライト分率が６０％未満であると、平均結晶粒径及び／又は粗大結晶粒率が大きくなりすぎ、その結果、低温靭性が劣化する場合がある。フェライト分率が６０％以上であると、結晶粒が微細化され（詳細には、平均結晶粒径及び粗大結晶粒率が低くなり）、その結果、低温靭性が高まる。従って、フェライト分率は６０％以上である。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。
一方、Ｃを含有する本開示における化学組成の下では、フェライト分率が９０％以下の金属組織が形成され易い。従って、母材部の肉厚中央部の金属組織におけるフェライト分率は９０％以下である。フェライト分率は、好ましくは８５％以下である。
【００５７】
平均結晶粒径：１５μｍ以下
母材部の肉厚中央部の金属組織において、平均結晶粒径は１５μｍ以下である。
平均結晶粒径が１５μｍ超であると、低温靭性が劣化する。従って、平均結晶粒径は、１５μｍ以下であり、好ましくは１２μｍ以下である。
低温靭性の観点から見れば、平均結晶粒径の下限には特に制限はない。鋼の製造適性の観点から、平均結晶粒径は、好ましくは３μｍ以上であり、より好ましくは５μｍ以上がであり、更に好ましくは８μｍ以上である。
【００５８】
粗大結晶粒率：２０％以下
母材部の肉厚中央部の金属組織において、粗大結晶粒率は２０％以下である。
本明細書において、粗大結晶粒率は、前述のとおり、結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率を意味する。
粗大結晶粒径率が２０％を超えると、低温靭性が劣化する。従って、粗大結晶粒径率は２０％である。粗大結晶粒径率は、好ましくは１８％以下であり、更に好ましくは１５％以下である。
低温靭性の観点から見れば、粗大結晶粒径率の下限には特に制限はない。鋼の製造適性の観点から、粗大結晶粒径率は、好ましくは３％以上であり、より好ましくは５％以上であり、更に好ましくは８％以上である。
【００５９】
本明細書において、フェライト分率（即ち、ポリゴナルフェライト分率）は、フェライト（即ち、ポリゴナルフェライト）の面積率を意味する。
【００６０】
本明細書において、母材部の肉厚中央部の金属組織の確認は、電縫鋼管の母材９０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部の金属組織を確認することによって行う。
母材９０°位置とは、電縫溶接部から管周方向に９０°ずれた位置を指す。
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す。
【００６１】
フェライト分率は、以下の方法で測定する。
電縫鋼管から、母材９０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部を観察するための試料を採取する。採取した試料の観察面をコロイダルシリカ研磨剤で３０〜６０分研磨する。研磨された観察面をＥＢＳＤ−ＯＩＭ（商標）（Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy）を用いて解析し、母材９０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部を中心とする２００μｍ（管軸方向）×５００μｍ（肉厚方向）の視野範囲におけるポリゴナルフェライトの面積率を求め、フェライト分率とする。
ＥＢＳＤ−ＯＩＭの視野倍率（観察倍率）は４００倍とし、測定ステップは０．３μｍとする。
【００６２】
フェライト分率は、具体的には、ＥＢＳＤ−ＯＩＭに装備されているＫＡＭ（Kernel Average Misorientation）法によって求める。
詳細には、まず、視野範囲を正六角形のピクセル単位に区切り、視野範囲のうちのある一つの正六角形のピクセルを中心のピクセルとして選定する。選定した中心のピクセルと、中心のピクセルの外側の６個のピクセルと、これらの６個のピクセルのさらにその外側の１２個のピクセルと、これら１２個のピクセルのさらに外側の１８個のピクセルと、からなる全３７ピクセルにおける各ピクセル間の方位差を求める。得られた方位差の平均値を求め、中心のピクセルのＫＡＭ値とする。同様にして、視野範囲に含まれる各ピクセルについて、それぞれＫＡＭ値を求める。これらのＫＡＭ値の算出方法は、「第三近似」と称されることがある方法である。
以上の結果に基づき、視野範囲に含まれる各ピクセルのＫＡＭ値を示すＫＡＭマップを作成する。
得られたＫＡＭマップに基づき、視野範囲の全面積に対する、ＫＡＭ値が１°以下であるピクセルの面積分率を、フェライト分率として求める。
ここで、ＫＡＭ値が１°以下であるピクセルの組織はポリゴナルフェライトであり、ＫＡＭ値が１°超であるピクセルの組織はベイナイト及びパーライトの少なくとも一方である。
【００６３】
図１は、本開示の一例に係る電縫鋼管において、フェライト分率の測定に用いるＫＡＭマップである。
図１では、ＫＡＭマップをグレースケールで表示したが、通常、ＫＡＭマップは、カラーで表示される。
グレースケールで表示した図１において、黒い部分が、ポリゴナルフェライトである。この一例では、図１全体（金属組織全体）中に占める黒い部分（ポリゴナルフェライト）の面積率が、ポリゴナルフェライト分率である。
【００６４】
本明細書において、平均結晶粒径及び粗大結晶粒率は、ＥＢＳＤ−ＯＩＭ法により、以下のようにして測定する。
上述したフェライト分率の測定と同様にして、電縫鋼管から、母材９０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部を観察するための試料を採取し、採取した試料の観察面をコロイダルシリカ研磨剤で３０〜６０分研磨する。
研磨された試料の観察面をＥＢＳＤ−ＯＩＭによって解析し、母材９０°位置におけるＬ断面の肉厚中央部を中心とする２００μｍ（管軸方向）×５００μｍ（肉厚方向）の視野範囲の中でのエリア平均粒径として、平均結晶粒径を求める。
また、結晶粒径が２０μｍ以上である結晶粒（即ち、粗大結晶粒）の、視野範囲全体に対する面積率を、粗大結晶粒率として求める。
ＥＢＳＤ−ＯＩＭの視野倍率（観察倍率）は４００倍とし、測定ステップは０．３μｍとする。
【００６５】
平均結晶粒径の測定において、より具体的には、０．３μｍの測定ステップごとの方位測定を行い、隣り合う測定点の方位差が１５°を超えた位置を結晶粒界とする１５°大傾粒界マップを作成する。ここで、１５°は大角粒界（high angle grain boundary）の閾値であり、一般的に結晶粒界として認識されている。
作成した１５°大角粒界マップに基づき、結晶粒界に囲まれた領域を結晶粒として、個々の結晶粒の粒径及び面積をそれぞれ求める。ここで、個々の結晶粒の粒径は、個々の結晶粒の円相当径とする。
個々の結晶粒の粒径及び面積に基づき、エリア平均粒径を求め、得られたエリア平均粒径を平均結晶粒径とする。
また、視野範囲全体に対する結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒（即ち、粗大結晶粒）の面積率を求め、得られた面積率を、粗大結晶粒率とする。
【００６６】
図２は、本開示の一例に係る電縫鋼管において、平均結晶粒径及び粗大結晶粒率の測定に用いる１５°大角粒界マップである。
図２は、図１と同じ箇所の金属組織である。
図２中、微細な（即ち、面積が小さい）結晶粒がフェライト粒であり、面積が大きい結晶粒がベイナイト粒又はパーライト粒である。
【００６７】
本開示の電縫鋼管において、母材部の金属組織における残部（即ち、ポリゴナルフェライト以外の残部）は、ベイナイト及びパーライトの少なくとも一方からなることが好ましい。これにより、例えば、残部がマルテンサイトを含む場合と比較して、低温靭性が向上する。
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、上部ベイナイト及び下部ベイナイトが包含される。また、本明細書における「ベイナイト」の概念には、更に、熱延鋼板の巻取り後の空冷時（即ち、ホットコイルの形態での空冷時）に生成される、焼戻しベイナイトも包含される。
本明細書における「パーライト」の概念には、擬似パーライトが包含される。
【００６８】
本開示の電縫鋼管は、アズロール電縫鋼管（即ち、造管後、シーム熱処理以外の熱処理が施されていない電縫鋼管）である。このため、残部は、ベイナイト及びパーライトの少なくとも一方となり易い。
本開示の電縫鋼管（アズロール電縫鋼管）とは異なり、造管後、シーム熱処理以外の熱処理が施されて形成された電縫鋼管では、母材部の金属組織として、マルテンサイトが形成される場合がある。この場合の電縫鋼管は、低温靭性に劣る傾向がある。
【００６９】
図３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５００倍）である。
【００７０】
図３に示すＳＥＭ写真は、詳細には、以下のようにして測定された。
本開示の一例に係る電縫鋼管から、母材９０°位置のＬ断面における肉厚中央部を観察するための試験片を採取した。採取した試験片における上記Ｌ断面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５００倍の倍率で撮影した。
【００７１】
図３より、この一例に係る金属組織は、フェライト（即ち、ポリゴナルフェライト）を主体とする金属組織であることがわかる。
【００７２】
なお、アズロール電縫鋼管であることは、管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びが観測されないことによって確認できる。
アズロール電縫鋼管は、管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びが観測されない。
これに対し、造管後、シーム熱処理以外の熱処理（例えば焼戻し）が施された電縫鋼管は、管軸方向引張試験を行った場合に降伏伸びが観測される。
【００７３】
＜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４５０〜５４０ＭＰａであることが好ましい。
ＹＳが４５０ＭＰａ以上であると、ラインパイプ用電縫鋼管として要求される強度をより満足し易い。ＹＳは、好ましくは４６０ＭＰａ以上であり、より好ましくは４８０ＭＰａ以上である。
一方、ＹＳが５４０ＭＰａ以下であると、ラインパイプ用電縫鋼管を用いて形成されたパイプラインを敷設する際の、曲げ変形性若しくは座屈抑制の点で有利である。ＹＳは、好ましくは５３０ＭＰａ以下であり、より好ましくは５２０ＭＰａ以下である。
【００７４】
＜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５１０〜６２５ＭＰａであることが好ましい。
ＴＳが５１０ＭＰａ以上であると、ラインパイプ用電縫鋼管として要求される強度をより満足し易い。ＴＳは、好ましくは５３０ＭＰａ以上であり、より好ましくは５４０ＭＰａ以上であり、更に好ましくは５４５ＭＰａ以上である。
一方、ＴＳが６２５ＭＰａ以下であると、ラインパイプ用電縫鋼管を用いて形成されたパイプラインを敷設する際の、曲げ変形性若しくは座屈抑制の点で有利である。ＴＳは、好ましくは６２０ＭＰａ以下であり、より好ましくは６００ＭＰａ以下であり、更に好ましくは５９０ＭＰａ以下であり、更に好ましくは５７５ＭＰａ以下である。
【００７５】
ＹＳ及びＴＳは、次の方法で測定される。
電縫鋼管の母材９０°位置から全厚の引張試験片を採取する。詳細には、引張試験片は、この引張試験片の長手方向が電縫鋼管の管軸方向に対して平行となり、かつ、引張試験片の横断面（即ち、引張試験片の幅方向及び肉厚方向に対して平行な断面）の形状が円弧状となるように採取する。
【００７６】
図４は、引張試験に用いる引張試験片の概略正面図である。
図４中の数値の単位は、ｍｍである。
図４に示すように、引張試験片の平行部の長さは５０．８ｍｍとし、平行部の幅は３８．１ｍｍとする。
【００７７】
本開示では、上記引張試験片を用いて、ＡＰＩ規格の５ＣＴの規定に準拠して、常温にて引張試験（即ち、管軸方向引張試験）を実施する。
試験結果に基づいて、ＹＳ及びＴＳを求める。
【００７８】
＜管軸方向の降伏比（ＹＲ）＞
本開示の電縫鋼管は、前述のとおり、管軸方向の降伏比（ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００）が、８０〜９５％である。
ラインパイプ用電縫鋼管を用いて形成されたパイプラインを敷設する際の座屈をより効果的に抑制する観点から、ＹＲは、９３％以下が好ましい。
また、電縫鋼管の製造適性をより向上させる観点から、ＹＲは、８４％以上であることが好ましい。
【００７９】
＜電縫鋼管の肉厚＞
本開示の電縫鋼管の肉厚は、好ましくは１２〜２５ｍｍである。
本開示の電縫鋼管の肉厚が１２ｍｍ以上であると、電縫鋼管の強度が向上する。
また、一般的には、肉厚が厚くなる程、脆性破壊が発生し易くなる（即ち、靭性が低下する）。しかし、本開示の電縫鋼管では、肉厚が１２ｍｍ以上である場合においても、優れた低温靭性を示す。
従って、本開示の電縫鋼管の肉厚が１２ｍｍ以上である場合には、強度と低温靭性とが、より高いレベルで両立される。
本開示の電縫鋼管の肉厚は、より好ましくは１４ｍｍ以上であり、更に好ましくは１６ｍｍ以上である。
【００８０】
一方、肉厚が２５ｍｍ以下であると、電縫鋼管の製造適性（詳細には、素材である熱延鋼板をロール成形する際の成形性）の点で有利である。
肉厚は、好ましくは２５ｍｍ未満であり、より好ましくは２２ｍｍ以下であり、更に好ましくは２０ｍｍ以下である。
【００８１】
＜電縫鋼管の外径＞
本開示の電縫鋼管の外径は、好ましくは３０４．８〜６６０．４ｍｍ（即ち、１２〜２６インチ）である。
外径が３０４．８ｍｍ（即ち、１２インチ）以上であると、流体（例えば天然ガス）の輸送効率に優れる。外径は、好ましくは３５５．６ｍｍ（即ち、１４インチ）以上であり、より好ましくは４０６．４ｍｍ（即ち、１６インチ）以上である。
一方、外径が６０９．６ｍｍ（即ち、２４インチ）以下であると、電縫鋼管の製造適性に優れる。外径は、より好ましくは５０８ｍｍ（即ち、２０インチ）以下である。
【００８２】
〔熱延鋼板〕
次に、本開示の電縫鋼管の素材として好適な熱延鋼板（以下、「本開示の熱延鋼板」ともいう）について説明する。
本開示の熱延鋼板は、化学組成が、上述した本開示における化学組成であり、肉厚中央部の金属組織において、ポリゴナルフェライト分率が６０〜９０％であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒率が２０％以下である。
【００８３】
本開示の熱延鋼板における化学組成の好ましい態様は、上述した本開示における化学組成（即ち、本開示の電縫鋼管の母材部における化学組成）の好ましい態様と同様である。  本開示の熱延鋼板における、ポリゴナルフェライト分率、平均結晶粒径、及び粗大結晶粒率の各々の好ましい態様は、本開示の電縫鋼管における、ポリゴナルフェライト分率、平均結晶粒径、及び粗大結晶粒率の各々の好ましい態様と同様である。
【００８４】
本開示の熱延鋼板の形態は、コイル状に巻き取られたホットコイルの形態であることが好ましい。
本開示の熱延鋼板の肉厚（即ち板厚）の好ましい範囲は、本開示の電縫鋼管の肉厚の好ましい範囲と同様である。
【００８５】
本開示の熱延鋼板は、好ましくは、圧延方向の降伏強度（ＹＳ）が４５０〜５００ＭＰａであり、圧延方向の引張強度（ＴＳ）が５１０〜５８０ＭＰａである。
ここで、熱延鋼板における圧延方向は、ホットコイルから巻き出された熱延鋼板における長手方向と一致する。
熱延鋼板のＹＳ及びＴＳの測定は、電縫鋼管のＴＳ及びＹＳの測定と同様にして行う。
【００８６】
熱延鋼板のＹＳは、４６５〜４９５ＭＰａが好ましい。
熱延鋼板のＴＳは、５３１〜５６５ＭＰａが好ましい。
熱延鋼板のＹＲは、８２〜９２％が好ましい。
【００８７】
本開示の熱延鋼板を用いて本開示の電縫鋼管を製造する際、本開示の熱延鋼板をロール成形することにより、ＹＳ及びＴＳ（特にＹＳ）が上昇する。
【００８８】
〔熱延鋼板の製法の一例〕
次に、本開示の熱延鋼板の好ましい製造方法の一例である、熱延鋼板の製法Ａについて説明する。
熱延鋼板の製法Ａは、
本開示における化学組成を有するスラブを準備する準備工程と、
準備したスラブを１０６０〜１２００℃の温度に加熱し、加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程と、
熱間圧延された熱延鋼板を、熱間圧延終了（詳細には仕上げ圧延終了）から強冷却開始までの時間を２０秒以内として、５℃／ｓ以上の冷却速度Ｖ１にて、５８０〜６８０℃である強冷却停止温度Ｔ１となるまで強冷却し、次いで、２〜４℃／ｓの冷却速度Ｖ２にて、５５０〜６７０℃である徐冷却停止温度Ｔ２（但し、Ｔ１＞Ｔ２を満足する）となるまで徐冷却する冷却工程と、
徐冷却された熱延鋼板を、５００〜６００℃である巻取り温度ＣＴ（但し、Ｔ２＞ＣＴを満足する）にて巻取ることにより、ホットコイルの形態の熱延鋼板を得る巻取り工程と、
を含む。
【００８９】
製法Ａにおいて、スラブの加熱温度は、スラブの表面温度を意味する。
製法Ａにおいて、熱延鋼板の温度（ＦＴ、Ｔ１、Ｔ２、ＣＴ）は、熱延鋼板の表面温度を意味する。
製法Ａにおいて、冷却速度（Ｖ１、Ｖ２）は、肉厚中央部における冷却速度を意味する。冷却速度（Ｖ１、Ｖ２）は、熱伝導計算によって求める。
【００９０】
製法Ａによって製造される、ホットコイルの形態の熱延鋼板の化学組成は、原料であるスラブの化学組成と同様とみなせる。その理由は、製法Ａにおける各工程は、鋼の化学組成に影響を及ぼさないためである。
【００９１】
製法Ａによれば、フェライト主体の金属組織であり、かつ、結晶粒が微細化された金属組織を形成できる。
従って、製法Ａによれば、肉厚中央部の金属組織において、フェライト分率が６０〜９０％であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、粗大結晶粒率が２０％以下である本開示の熱延鋼板を製造できる。
【００９２】
製法Ａにより、フェライト主体の金属組織であり、かつ、結晶粒が微細化された金属組織を形成できる理由は、以下のように推測される。
製法Ａでは、熱延工程における加熱温度を１２００℃以下とすることにより、結晶粒（詳細には、加熱された段階ではオーステナイト粒）の粗大化が抑制される。
更に、熱延工程で形成された熱延鋼板を、冷却工程において、熱間圧延終了（詳細には仕上げ圧延終了）から強冷却開始までの時間を２０秒以内として、５℃／ｓ以上の冷却速度Ｖ１にて、５８０〜６８０℃である強冷却停止温度Ｔ１となるまで強冷却することにより、熱延鋼板の未再結晶組織に多数の核生成サイトが生成される。
強冷却された熱延鋼板を上記条件で徐冷却し、次いで、上記条件で巻取ることにより、強冷却時に生成された多数の核生成サイトの各々から微細なフェライト粒が生成され、ポリゴナルフェライト主体の金属組織が形成される。
以上の理由により、製法Ａによれば、フェライト主体の金属組織であり、かつ、結晶粒（詳細にはフェライト粒）が微細化された金属組織を形成できると考えられる。
【００９３】
一方、金属組織がベイナイト主体である場合には、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）が生成されるものの、これらのラスの方位はブロックごとに揃い、各ブロックが実質的に一つの結晶粒となる。そのため、ベイナイト主体の金属組織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、金属組織がベイナイト主体である場合には、結晶粒が粗大化し易い。
【００９４】
次に、製法Ａにより、微細なフェライト粒が形成される理由を、熱延鋼板の連続冷却変態図（ＣＣＴ線図：Continuous Cooling Transformation Diagram）を用いて更に詳細に説明する。
【００９５】
図５は、製法Ａにおける熱延鋼板の連続冷却変態図（ＣＣＴ線図）である。
図５中、Ｆはフェライト領域を示し、Ｐはパーライト領域を示し、Ｂはベイナイト領域を示し、Ａｒ３はＡｒ３変態温度を示し、Ｍｓはマルテンサイトが生成し始める温度を示す。
図５に示すとおり、フェライト領域は、パーライト領域及びベイナイト領域よりも温度が高い位置に存在する。
この一例において、仕上げ圧延温度（即ち、仕上げ圧延終了温度）は、Ａｒ３変態温度以上の温度である。
仕上げ圧延後の熱延鋼板は、Ａｒ３変態温度以上の温度から冷却される。
【００９６】
図５中の破線Ｃ１は、熱延鋼板を従来の冷却条件にて冷却する場合の冷却曲線である。
従来の冷却条件では、フェライト領域、パーライト領域、及びベイナイト領域のすべてを経由する。このため、金属組織中のフェライト分率が低くなる。例えば、ベイナイト主体の金属組織となる。
【００９７】
従来の冷却条件に対し、製法Ａにおける冷却工程では、熱延鋼板を、破線Ｃ２の冷却曲線に沿って冷却する。
詳細には、製法Ａにおける冷却工程では、熱延鋼板を、熱間圧延終了（詳細には仕上げ圧延終了）から強冷却開始までの時間を２０秒以内として、５℃／ｓ以上の冷却速度Ｖ１にて、５８０〜６８０℃である強冷却停止温度Ｔ１となるまで強冷却する（図５中のＳ３１）。強冷却停止温度Ｔ１は、フェライトノーズの近傍に位置する。強冷却により鋼が急速に冷却されると、鋼内に多数の歪みが生じ、その結果、未再結晶組織に多数の核生成サイトが生じる。
強冷却後、熱延鋼板を、５５０〜６７０℃である徐冷却停止温度Ｔ２（但し、Ｔ１＞Ｔ２を満足する）となるまで徐冷却する（図５中のＳ３２）。徐冷却停止温度Ｔ２を上記温度としたことにより、鋼の温度が、図５中のフェライト領域内に保持される。これにより、強冷却時に生成した多数の核生成サイトの各々から、微細なフェライト粒が生成される。
その結果、微細なフェライト粒を主体とする金属組織（詳細には、フェライト分率が高く、かつ、結晶粒が微細化された金属組織）が形成される。
【００９８】
ここで、前述の式（１）で定義されるＦ１は、ＣＣＴ線図における、フェライト、パーライト、及び、ベイナイトの各相のＳ曲線の位置に影響する。
本開示における化学組成は、Ｆ１が、前述のとおり０．３００〜０．３５０である。
これにより、図５に示すように、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。このため、熱延鋼板が、図５中の冷却曲線Ｃ２のように、主としてフェライト領域を通って冷却される。
その結果、組織中のフェライト分率が高まり、かつ、結晶粒（即ち、フェライト粒）が微細化される。
【００９９】
Ｆ１が０．３００未満であると、各相のＳ曲線が左側にシフトし過ぎる。この場合、冷却工程において、核生成サイトが十分に生成する前に、鋼の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。さらに、混粒組織になりやすいため、粗大結晶粒率が大きくなる。
一方、Ｆ１が０．３５０超であると、各相のＳ曲線が右側にシフトし過ぎる。この場合、冷却曲線Ｃ２がフェライト領域を通過しにくくなる。その結果、フェライト以外の組織（パーライト、ベイナイト等）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。
【０１００】
以下、製法Ａの各工程について説明する。
【０１０１】
＜準備工程＞
製法Ａにおける準備工程は、本開示における化学組成を有するスラブを準備する工程である。
スラブを準備する工程は、スラブを製造する工程であってもよいし、予め製造されていたスラブを単に準備するだけの工程であってもよい。
スラブを製造する場合、例えば、上述の化学組成を有する溶鋼を製造し、製造した溶鋼を用いて、スラブを製造する。この際、連続鋳造法によりスラブを製造してもよいし、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スラブを製造してもよい。
スラブの化学組成は、原料である溶鋼の化学組成と同様とみなせる。その理由は、スラブを製造する工程は、鋼の化学組成に影響を及ぼさないためである。
【０１０２】
＜熱延工程＞
製法Ａにおける熱延工程は、スラブを１０６０〜１２００℃の温度に加熱し、加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る工程である。
【０１０３】
スラブを加熱する温度（以下、「加熱温度」ともいう）が１２００℃以下であることにより、オーステナイト粒を微細化できる。加熱温度は、好ましくは１１８０℃以下である。
また、加熱温度が１０６０℃以上であることにより、圧延中の結晶粒の微細化を実現できる。また、加熱温度が１０６０℃以上であることにより、圧延後の析出強化を実現でき、その結果、熱延鋼板の強度を向上させることもできる。これらの効果の観点から、加熱温度は、好ましくは１１００℃以上である。
【０１０４】
製法Ａにおいて、スラブの加熱温度は、スラブの表面温度を意味する。
製法Ａにおいて、熱延鋼板の温度（ＦＴ、Ｔ１、Ｔ２、ＣＴ）は、熱延鋼板の表面温度を意味する。
製法Ａにおいて、冷却速度（Ｖ１、Ｖ２）は、熱伝導計算によって求められる、肉厚中央部における冷却速度を意味する。
【０１０５】
熱間圧延は、上記加熱温度に加熱されたスラブに対し、粗圧延及び仕上げ圧延をこの順に施すことにより行う。
粗圧延及び仕上げ圧延は、それぞれ、粗圧延機及び仕上げ圧延機を用いて行う。粗圧延機及び仕上げ圧延機ともに、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。
以下の仕上げ圧延温度ＦＴ（即ち、仕上げ圧延終了温度）は、仕上げ圧延機の最終スタンドの出側での熱延鋼板の表面温度である。
【０１０６】
仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）は、圧延抵抗を低減して生産性を向上させる観点から、好ましくは、Ａｒ３変態温度以上とする。仕上げ圧延温度（℃）がＡｒ３変態温度以上であると、フェライト及びオーステナイトの二相域で圧延される現象が抑制され、この現象に伴う、層状組織の形成及び機械的性質の低下を抑制できる。
本開示における化学組成では、Ａｒ３変態温度は７５０以上となり得る。
【０１０７】
熱間圧延において、オーステナイト未再結晶温度域での圧下率は６０〜８０％であることが好ましい。この場合、未再結晶組織が微細化される。
【０１０８】
＜冷却工程＞
製法Ａにおける冷却工程は、熱延工程で得られた熱延鋼板を、熱間圧延終了（詳細には仕上げ圧延終了）から強冷却開始までの時間を２０秒以内として、５℃／ｓ以上の冷却速度Ｖ１にて、５８０〜６８０℃である強冷却停止温度Ｔ１となるまで強冷却し、次いで、５５０〜６７０℃である徐冷却停止温度Ｔ２（但し、Ｔ１＞Ｔ２を満足する）となるまで徐冷却する工程である。
製法Ａにおける冷却工程は、ＲＯＴ（ランアウトテーブル）上にて実施される。
製法Ａにおける冷却工程を、以下、「ＲＯＴ冷却」と称することがある。
【０１０９】
強冷却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ことが好ましい。強冷却直前の鋼板の表面温度がＡｒ3変態温度以上であれば、結晶粒が粗大化及びこれによる強度の低下を抑制できる。
【０１１０】
強冷却は、熱間圧延終了（詳細には仕上げ圧延終了）から２０秒以内（より好ましくは１０秒以内）に開始する。
【０１１１】
強冷却は、５℃／ｓ以上の冷却速度Ｖ１にて行う。
ここで、冷却速度Ｖ１は、肉厚中央部での冷却速度である。冷却速度Ｖ１は、熱伝導によって計算される値である。
冷却速度Ｖ１が５℃／ｓ以上であることにより、冷却による過冷度が十分となり、その結果、フェライトの核生成サイトが十分に得られる。
冷却速度Ｖ１は、好ましくは７℃／ｓ以上であり、より好ましくは８℃／ｓ以上である。
【０１１２】
強冷却は、５８０〜６８０℃である強冷却停止温度Ｔ１となるまで行う。
強冷却停止温度Ｔ１が５８０℃以上であることにより、ＣＣＴ線図において、熱延鋼板の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現象を抑制できるので、フェライト分率６０％以上を達成し易い。強冷却停止温度Ｔ１は、好ましくは６００℃以上であり、より好ましくは６１０℃以上である。
また、強冷却停止温度Ｔ１が６８０℃以下であることにより、初析フェライトを強化するＮｂの析出が過時効となる現象を抑制でき、その結果、熱延鋼板の強度の低下を抑制できる。強冷却停止温度Ｔ１は、好ましくは６７０℃以下であり、より好ましくは６５５℃以下である。
【０１１３】
強冷却は、好ましくは水冷によって行う。
強冷却は、例えば、水冷装置を用い、水冷装置における水流密度を通常の条件よりも高くすることによって実施する。
【０１１４】
強冷却停止温度Ｔ１は、言い換えれば、徐冷却開始温度である。
【０１１５】
冷却工程では、強冷却された熱延鋼板を、５５０〜６７０℃である徐冷却停止温度Ｔ２（但し、Ｔ１＞Ｔ２を満足する）となるまで徐冷却する。
【０１１６】
徐冷却は、２〜４℃／ｓである冷却速度Ｖ２にて行うことが好ましい。
冷却速度Ｖ２が２℃／ｓ以上であると、徐冷却停止温度Ｔ２及び巻取り温度ＣＴをより低くすることができるので、結晶粒の粗大化を抑制できる。
冷却速度Ｖ２が４℃／ｓ以下であると、ＣＣＴ線図において、熱延鋼板の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現象を抑制できるので、フェライト分率６０％以上を達成し易い。
【０１１７】
徐冷却は、５５０〜６７０℃である徐冷却停止温度Ｔ２（但し、Ｔ１＞Ｔ２を満足する）となるまで行う。
徐冷却停止温度Ｔ２が５５０℃以上であると、ＣＣＴ線図において、熱延鋼板の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現象を抑制できるので、フェライト分率６０％以上を達成し易い。徐冷却停止温度Ｔ２は、好ましくは５８０℃以上であり、より好ましくは５９０℃以上である。
徐冷却停止温度Ｔ２が６７０℃以下であると、結晶粒の粗大化を抑制できる。徐冷却停止温度Ｔ２は、好ましくは６５０℃以下であり、より好ましくは６３５℃以下であり、更に好ましくは６２０℃以下である。
【０１１８】
徐冷却は、好ましくは水冷によって行う。
徐冷却は、例えば、水冷装置を用い、水冷装置における水流密度を、強冷却時の水流密度よりも低くすることによって実施する。
【０１１９】
＜巻取り工程＞
製法Ａにおける巻取り工程は、冷却工程で冷却された熱延鋼板を、５００〜６００℃である巻取り温度ＣＴ（但し、Ｔ２＞ＣＴを満足する）にて巻取ることにより、ホットコイルの形態の熱延鋼板を得る工程である。
【０１２０】
徐冷却停止温度Ｔ２から巻取り温度ＣＴまで放冷される際の冷却速度は、好ましくは０．１〜１．５℃／ｓであり、より好ましくは０．３〜１．５℃／ｓであり、更に好ましくは０．５〜１．５℃／ｓである。
【０１２１】
巻取り温度ＣＴは、５００〜６００℃である。
巻取り温度ＣＴが５００℃以上であると、ＣＣＴ線図において、熱延鋼板の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現象を抑制できるので、フェライト分率６０％以上を達成し易い。これにより、平均結晶粒径１５μｍ以下、及び、粗大結晶粒率２０％以下を達成し易い。巻取り温度ＣＴは、好ましくは５１０℃以上であり、より好ましくは５２０℃以上である。
巻取り温度ＣＴが５８０℃以下であると、フェライト粒の粗大化を抑制できる。これにより、平均結晶粒径１５μｍ以下、及び、粗大結晶粒率２０％以下を達成し易い。巻取り温度ＣＴは、好ましくは５９０℃以下であり、より好ましくは５８０℃以下である。
【０１２２】
〔電縫鋼管の製法の一例〕
次に、本開示の電縫鋼管の好ましい製造方法の一例として、電縫鋼管の製法Ｘについて説明する。
電縫鋼管の製法Ｘは、
前述した本開示の熱延鋼板を準備する工程（以下、「熱延鋼板準備工程」ともいう）と、
上記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電縫鋼管を得る工程（以下、「造管工程」ともいう）と、
を含む。
【０１２３】
製法Ｘにおける造管工程は、化学組成、ポリゴナルフェライト分率、平均結晶粒径、及び粗大結晶粒率に影響を及ぼさない。従って、本開示の熱延鋼板を用いる製法Ｘにより、本開示の電縫鋼管が製造される。
【０１２４】
熱延鋼板準備工程は、ホットコイルの形態である本開示の熱延鋼板を準備する工程であることが好ましい。
この場合、造管工程では、ホットコイルから本開示の熱延鋼板を巻き出し、巻き出された本開示の熱延鋼板をロール成形する。
【０１２５】
熱延鋼板準備工程は、本開示の熱延鋼板（好ましくは、ホットコイルの形態の本開示の熱延鋼板）を製造する工程であってもよいし、予め製造されていた本開示の熱延鋼板（好ましくは、ホットコイルの形態の本開示の熱延鋼板）を単に準備するだけの工程であってもよい。
いずれの場合においても、ホットコイルの形態の本開示の熱延鋼板は、前述した製法Ａに従って製造することが好ましい。
【０１２６】
造管工程における各操作には特に制限はなく、公知の方法に従って行うことができる。
【０１２７】
電縫鋼管の製法Ｘは、必要に応じ、その他の工程を含んでいてもよい。
その他の工程としては、造管工程後、電縫鋼管の電縫溶接部をシーム熱処理する工程、造管工程後、電縫鋼管の形状をサイジングロールによって調整する工程、等が挙げられる。
【実施例】
【０１２８】
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。【０１２９】
〔実施例１〜１３及び比較例１〜８〕
＜スラブ及びホットコイルの製造＞
表１に示す鋼Ａ〜鋼Ｏの化学組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブを製造した。
鋼ＪにおけるＲＥＭは、具体的には、Ｃｅである。【０１３０】
上記スラブを加熱炉で加熱した。
スラブの加熱温度（℃）は表２に示すとおりであった。加熱後のスラブを粗圧延機を用いて圧延して、９２０℃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。未再結晶温度域での圧下率は、いずれの実施例及び比較例においても６０〜８０％であった。仕上げ圧延温度はいずれの実施例及び比較例においてもＡｒ３以上（具体的には７５０℃以上）であった。【０１３１】
仕上げ圧延後の鋼板に対して、ＲＯＴ冷却（即ち、冷却工程）を実施した。
ＲＯＴ冷却は、仕上げ圧延によって得られた熱延鋼板に対し、強冷却及び徐冷却を順次施すことにより行った。
仕上げ圧延終了から強冷却開始までの時間は、１０秒以内であった。
強冷却及び徐冷却は、いずれも水冷装置を用いて行った。強冷却における冷却速度Ｖ１及び徐冷却における冷却速度Ｖ２は、いずれも、水冷装置における水流密度を調整することによって調整した。
強冷却における冷却速度Ｖ１（℃／ｓ）、強冷却停止温度Ｔ１（℃）、及び徐冷却停止温度Ｔ２（℃）は、表２に示すとおりであった。
徐冷却における冷却速度Ｖ２（℃／ｓ）は、いずれの例においても、２〜４℃／ｓの範囲であった。【０１３２】
ＲＯＴ冷却後の熱延鋼板を放冷し、表２に示す巻取り温度ＣＴにて巻取ることにより、ホットコイル（即ち、ホットコイルの形態の熱延鋼板）を得た。
徐冷却停止温度Ｔ２（℃）から巻取り温度ＣＴまでの放冷における冷却速度は、いずれの実施例及び比較例においても、０．５〜１．５℃／ｓと見積もられた。【０１３３】
＜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を形成して電縫鋼管（以下、「形状調整前の電縫鋼管」ともいう）を得た。
次いで、形状調整前の電縫鋼管の電縫溶接部をシーム熱処理し、次いでサイジングロールによって形状を調整することにより、外径４０６．４ｍｍ、肉厚１７ｍｍの電縫鋼管（即ち、アズロール電縫鋼管）を得た。【０１３４】
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、原料である溶鋼の化学組成と同一とみなせる。【０１３５】
＜熱延鋼板のＹＳ、ＴＳ及びＹＲ＞
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について、圧延方向の引張試験を行うことにより、圧延方向のＹＳ及び圧延方向のＴＳをそれぞれ測定した。更に、圧延方向のＹＳ及び圧延方向のＴＳに基づき、圧延方向のＹＲ（％）を算出した。
結果を表２に示す。【０１３６】
ここで、ＹＳ及びＴＳの測定に用いる全厚の引張試験片は、熱延鋼板の板幅方向一端からの距離が板幅の１／４である位置（即ち、電縫鋼管における母材９０°位置に対応する位置）から採取した。【０１３７】
＜電縫鋼管の測定及び評価＞
サイジングロールによる形状調整後の電縫鋼管について、以下の測定及び評価を行った。
結果を表２に示す。【０１３８】
（ＹＳ、ＴＳ及びＹＲ）
サイジングロールによる形状調整後の電縫鋼管について、管軸方向の引張試験を行うことにより、管軸方向のＹＳ及び管軸方向のＴＳを測定した。詳細な測定方法は前述したとおりである。更に、管軸方向のＹＳ及び管軸方向のＴＳに基づき、圧延方向のＹＲ（％）を算出した。【０１３９】
なお、ＹＳ及びＴＳの測定における管軸方向の引張試験において、いずれの実施例及び比較例においても、降伏伸びが観測されなかった。即ち、いずれの実施例及び比較例の電縫鋼管もアズロール電縫鋼管であることが確認された。【０１４０】
（フェライト分率、平均結晶粒径、及び粗大結晶粒率）
サイジングロールによる形状調整後の電縫鋼管について、ＥＢＳＤ−ＯＩＭを用い、前述した方法により、母材部の肉厚中央部の金属組織における、フェライト分率、平均結晶粒径、及び粗大結晶粒率をそれぞれ測定した。
ＥＢＳＤ−ＯＩＭにおける解析ソフトとしては、ＴＳＬソリューションズ社製の「ＴＳＬ  ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ  ７」を用いた。【０１４１】
また、上記フェライト分率の測定において、母材部の肉厚中央部の金属組織における残部（即ち、ポリゴナルフェライト以外の組織）の種類も確認した。
表２中、「Ｂ，Ｐ」との表記は、ベイナイト及びパーライトの少なくとも一方であることを意味する。【０１４２】
（平均結晶粒径、粗大結晶粒率）
前述した方法により、サイジングロールによる形状調整後の電縫鋼管における、母材部の肉厚中央部の平均結晶粒径及び粗大結晶粒率を測定した。【０１４３】
（低温靭性の評価（ＤＷＴＴ保証温度の測定））
サイジングロールによる形状調整後の電縫鋼管から、円弧状の部材を採取し、採取した円弧状の部材を平板状に加工することにより、全厚のＤＷＴＴ試験片を作製した。【０１４４】
図６は、作製したＤＷＴＴ試験片の概略正面図である。
図６中の数値の単位は、ｍｍである。
ここで、ＤＷＴＴ試験片の長手方向（長さ３００ｍｍの方向）が、電縫鋼管の管周方向に対応する。ＤＷＴＴ試験の長手方向の中央部が、電縫鋼管の母材９０°位置に対応する。
図６に示すように、ＤＷＴＴ試験片には、上記長手方向の中央部に、深さ５ｍｍのノッチを設けた。【０１４５】
以上のＤＷＴＴ試験片を用い、ＡＳＴＭ  Ｅ  ４３６の規定に準拠してＤＷＴＴ試験を行い、延性破面率が８５％以上となる温度の最低値であるＤＷＴＴ保証温度を求めた。
ＤＷＴＴ保証温度が低い程、低温靭性に優れる。【０１４６】
【表１】
0006260757.tif 000002
【０１４７】
【表２】
0006260757.tif 000003
【０１４８】
表１及び表２に示すように、本開示における母材部の化学組成（Ｆ１が０．３００〜０．３５０であることを含む）を満足し、母材部の肉厚中央部の金属組織において、Ｆ分率が６０〜９０％であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、粗大結晶粒率が２０％以下である各実施例の電縫鋼管は、ＤＷＴＴ保証温度が低く、低温靭性に優れていた。
また、各実施例の電縫鋼管は、ＹＲが８０〜９５％の範囲内であり、ラインパイプ用鋼管として要求される塑性変形代が確保されていることが確認された。【０１４９】
各実施例に対し、Ｆ１が０．３００未満である比較例１及び７では、平均結晶粒径が過大であり、ＤＷＴＴ保証温度が高すぎた（即ち、低温靭性に劣っていた）。平均結晶粒径が過大であった理由は、Ｆ１が０．３００未満であることにより、フェライト粒が粗大化したためと考えられる。【０１５０】
また、Ｆ１が０．３５０超である比較例２及び８では、Ｆ分率が低すぎ、ＤＷＴＴ保証温度が高すぎた（即ち、低温靭性に劣っていた）。
これら比較例２及び８では、平均結晶粒径及び粗大結晶粒率が過大であった。この理由は、Ｆ１が０．３５０超であることにより、Ｆ分率が低くなりすぎたためと考えられる。【０１５１】
また、比較例３では、平均結晶粒径及び粗大結晶粒率が過大であり、ＤＷＴＴ保証温度が高すぎた（即ち、低温靭性に劣っていた）。
比較例３において平均結晶粒径及び粗大結晶粒率が過大であった理由は、スラブの加熱温度が高すぎたために、スラブの加熱時にオーステナイト粒が粗大化したためと考えられる。【０１５２】
また、比較例４では、平均結晶粒径及び粗大結晶粒率が過大であり、ＤＷＴＴ保証温度が高すぎた（即ち、低温靭性に劣っていた）。
比較例４において平均結晶粒径及び粗大結晶粒率が過大であった理由は、スラブの加熱温度が低すぎたために、圧延による結晶粒の微細化の効果が不十分であったためと考えられる。【０１５３】
また、比較例５では、Ｆ分率が低すぎ、ＤＷＴＴ保証温度が高かすぎた（即ち、低温靭性に劣っていた）。
比較例５においてＦ分率が低すぎた理由は、強冷却停止温度Ｔ１、徐冷却停止温度Ｔ２、及び巻取り温度ＣＴが低すぎたためと考えられる。【０１５４】
また、比較例６では、平均結晶粒径及び粗大結晶粒率が過大であり、ＤＷＴＴ保証温度が高かすぎた（即ち、低温靭性に劣っていた）。
比較例６において平均結晶粒径及び粗大結晶粒率が過大であった理由は、強冷却における冷却速度Ｖ１が低すぎたために、強冷却停止温度Ｔ１及び巻取り温度ＣＴが高くなりすぎ、その結果、粗大なフェライト粒が生じたためと考えられる。
【要約】
母材部が、質量％で、Ｃ:０．０３０〜０．１２０％、Ｓｉ:０．０５〜０．３０％、Ｍｎ:０．５０〜２．００％、Ａｌ:０．０１０〜０．０３５％、Ｎ:０．００１０〜０．００８０％、Ｎｂ:０．０１０〜０．０８０％、Ｔｉ:０．００５〜０．０３０％、Ｎｉ:０．００１〜０．２０％、及びＭｏ:０．１０〜０．２０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物を含有し、下記Ｆ１が０．３００〜０．３５０であり、母材部の肉厚中央部の金属組織において、ポリゴナルフェライト分率が６０〜９０％であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、結晶粒径２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒径が２０％以下であるラインパイプ用アズロール電縫鋼管。
Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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