(57)【要約】      （修正有）【課題】蒸気輸送用配管として好適な、降伏強さＹＳ：４５０ＭＰａ以上の高強度で、かつ電縫溶接部の中温域（３００〜４００℃）のクリープ特性に優れる高強度電縫鋼管の製造方法を提供する。【解決手段】熱延鋼帯を、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管とした後、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行って、電縫溶接部を有する電縫鋼管とし、ついで、該電縫鋼管にオンラインでの熱処理を施す電縫鋼管の製造において、前記熱処理後に、φ１．６ｍｍの貫通穴の基準エコーを８０％とした感度より２０ｄＢ高めた感度としたフェイズドアレイ超音波探傷装置で前記電縫溶接部を連続探傷し、検出されたエコー高さが８０％以下である鋼管を製品とする。【選択図】図１
2016074004.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱延鋼帯を、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管とした後、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行って、電縫溶接部を有する電縫鋼管とし、ついで、該電縫鋼管にオンラインでの熱処理を施す電縫鋼管の製造において、前記熱処理後に、φ１．６ｍｍの貫通穴の基準エコーを８０％とした感度より２０ｄＢ高めた感度としたフェイズドアレイ超音波探傷装置で前記電縫溶接部を連続探傷し、検出されたエコー高さが８０％以下である鋼管を製品とすることを特徴とする前記電縫溶接部の中温域のクリープ特性に優れた高強度電縫鋼管の製造方法。
【請求項２】
前記電縫鋼管が、質量％で、
Ｃ  ：０．０２５〜０．０８４％、      Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：０．７０〜１．９０％、          Ｐ  ：０．０１８％以下、
Ｓ  ：０．００２９％以下、            Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、      Ｖ  ：０．００１〜０．０６５％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０３３％、      Ｃａ：０．０００１〜０．００３５％、
Ｎ  ：０．００５０％以下、            Ｏ  ：０．００３０％以下
を含み、かつ下記（１）式で定義されるＰｃｍが０．２０以下を満足するように含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成と、体積率で９０％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が１０μｍ以下である母材部組織と、体積率で９０％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が１０μｍ以下である電縫溶接部組織とからなる組織と、を有することを特徴とする請求項１に記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
記
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ‥‥（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％）
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．００１〜０．３５０％、Ｎｉ：０．００１〜０．３５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．３５０％、Ｃｒ：０．００１〜０．３５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
【請求項４】
前記オンラインでの熱処理を、前記電縫溶接部近傍の肉厚全厚を８００℃〜１１５０℃の範囲内の温度に加熱したのち、肉厚中央部温度で７８０℃〜６２０℃の温度域での平均冷却速度が７〜２９９℃／ｓの範囲となる冷却を６２０℃以下の冷却停止温度まで施し、さらに５００〜３６０℃の温度域での累積滞留時間が２〜２００ｓとなるように調整された熱履歴を施す処理とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
【請求項５】
前記ロール成形のフィンパス成形において、前記熱延鋼帯の幅方向両端面に、テーパー開始位置と管外面となる表面あるいは管内面となる表面との熱延鋼帯板厚方向の距離が熱延鋼帯板厚の２〜８０％となるテーパー開先を付与することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかにに記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
【請求項６】
前記電縫溶接が、酸素分圧を大気中の酸素分圧に比べて低減した雰囲気中で行うことを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
【請求項７】
前記電縫溶接部に存在する、円相当径５μｍ以上の介在物中に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａの含有量合計が４９質量ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項１ないし６のいずれかに記載の高強度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、蒸気配管用鋼管として好適な、高強度電縫鋼管の製造方法に係り、とくに中温域での長期間使用に際しても強度（降伏強さ）の低下が少なく、長期耐軟化性に優れ、電縫溶接部のクリープ特性に優れた高強度電縫鋼管の製造方法に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さＹＳ：４５０ＭＰａ以上である場合をいうものとする。また、「中温域」とは、３００〜４００℃の範囲の温度域をいう。
【背景技術】
【０００２】
近年、石油採掘技術の発展により、オイルサンドと呼ばれる超重質原油が注目されている。オイルサンド中に含まれる「ビチューメン」と呼ばれる重質油などの粘性が高い原油は、油井から通常の方法で回収することができない。そのため、オイルサンド含有層に３００℃を越える高温蒸気を注入し、原油の粘性を下げて、溶けた「ビチューメン」と呼ばれる重質油分を汲み上げて、回収する油層内回収法と呼ばれる採掘技術が開発されている。オイルサンド含有層に高温蒸気を注入する方法としては、例えばスチームインジェクション法がある。この方法では、高温に加熱された蒸気を配管で搬送し、注入鋼管を通じて注入される。
【０００３】
蒸気圧入井まで蒸気を長距離にわたり輸送するための蒸気配管にはこれまで、管の信頼性という観点から、継目無鋼管あるいは、溶接金属を用いて溶接されたＵＯＥ鋼管が用いられてきた。電縫鋼管では、電縫溶接部の信頼性が不足していることから、とくに高温強度特性の要求がある使途には使用されていなかった。電縫鋼管は、高温強度特性の要求のない常温近傍で使用される箇所に限定されていた。
【０００４】
このような問題に対し、例えば特許文献１には、溶接熱影響部靭性に優れた高強度蒸気配管用鋼管の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｎ：０．００４〜０．００６％を含み、Ｔｉ／Ｎ：２．０〜４．０を満足する組成の鋼スラブを１０００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下である熱間圧延を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度にて４００〜５５０℃まで加速冷却して製造された鋼板を管状に冷間成形しその突合せ部を溶接し、溶接鋼管とする技術である。特許文献１に記載された技術によれば、３５０℃での高い降伏強さと、高い溶接熱影響部靭性を有する蒸気配管用高強度溶接鋼管が得られるとしている。
【０００５】
また、特許文献２には、高温特性に優れた蒸気輸送配管用鋼管の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有し、あるいはさらにＭｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ等を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０４％以下に制限し、Ｔｉ／Ｎ：２．０〜４．０を満足する組成の鋼スラブを１０００〜１２５０℃に加熱し、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上とし、終了温度を８５０℃以下として熱間圧延した後、４００〜５５０℃の範囲まで５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却して製造されて高強度鋼板を管状に成形し、突合せ部を溶接する、高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼管の製造方法である。特許文献２に記載された技術によれば、高温特性および長時間クリープ特性に優れた大径の蒸気輸送配管用高強度鋼管を製造できるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００６−１８３１３３号公報
【特許文献２】特許第４７４１５２８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、特許文献１、２に記載された技術では、鋼管の電縫溶接部に、電縫溶接時に生成して残存した酸化物および融点直下まで加熱された粒径の大きい溶接熱影響部が不可避的に存在する。この酸化物や溶接熱影響部の存在により電縫溶接部の高温強度が低くなり、中温域（３００〜４００℃）での長時間使用時の強度低下およびクリープ破断が懸念される。そのため、蒸気配管用鋼管として使用する場合には、強度安全率を大きく見込む必要があり、蒸気温度や内圧を制限する必要があるという問題があった。
【０００８】
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、オイルサンド含有層に高温蒸気を注入して、溶けた「ビチューメン」と呼ばれる重質油分を蒸気温度や内圧を制限することなく、より効率的・経済的に採掘することが可能な蒸気輸送用配管として好適な、降伏強さＹＳ：４５０ＭＰａ以上の高強度で、かつ電縫溶接部の中温域（３００〜４００℃）のクリープ特性に優れる高強度電縫鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
なお、ここでいう「電縫溶接部の中温域のクリープ特性に優れた」とは、４００℃×２３４０ｈのクリープ試験を実施し、クリープ破断応力σｃｒｅｅｐが常温の降伏強さＹＳＲＴの８０％以上である場合をいう。４００℃×２３４０ｈのクリープ破断応力は、異なる温度におけるクリープ破断データを整理する際に用いられる、Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータ（Ｆ．Ｒ．Ｌａｒｓｏｎ，ａｎｄ  Ｊ．Ｍｉｌｌｅｒ；Ｔｒａｎｓ．ＡＳＭＥ，ｖｏｌ．７４（１９５２），９９．７６５−７７５参照）を用いた換算で、３５０℃で２０年間応力を負荷した場合のクリープ破断応力に相当する。Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータは、次式
Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータ＝（Ｔ＋２７３）×（Ｃ＋ｌｏｇｔ）
（ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：時間（ｈ）、Ｃ：定数＝２０）
で定義される。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、電縫溶接部の中温域のクリープ特性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、高温強度および中温域のクリープ特性の向上のためには、母材部および電縫溶接部の組織を、擬ポリゴナルフェライト相を主相とした微細な組織として、析出物の安定化を介して組織の安定化を図るとともに、クリープ特性に悪影響を及ぼす大きさの酸化物が残存する電縫溶接部を有する鋼管を排除することが重要になることを知見した。
【００１１】
そして、フェイズドアレイ超音波探傷（以下アレイＵＴともいう）装置を用い探傷する感度を高めることで、電縫溶接シーム部に内在する酸化物の分布を測定でき、電縫溶接部の高温クリープ特性を非破壊検査で評価できることを見出した。
【００１２】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明は、以下の要旨からなる。
（１）  熱延鋼帯を、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管とした後、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行って、電縫溶接部を有する電縫鋼管とし、ついで、該電縫鋼管にオンラインでの熱処理を施す電縫鋼管の製造において、前記熱処理後に、φ１．６ｍｍの貫通穴の基準エコーを８０％とした感度より２０ｄＢ高めた感度としたフェイズドアレイ超音波探傷装置で前記電縫溶接部を連続探傷し、検出されたエコー高さが８０％以下である鋼管を製品とすることを特徴とする前記電縫溶接部の中温域のクリープ特性に優れた高強度電縫鋼管の製造方法。
（２）  前記電縫鋼管が、質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０８４％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．７０〜１．９０％、Ｐ：０．０１８％以下、Ｓ：０．００２９％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｖ：０．００１〜０．０６５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３３％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３５％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下を含み、かつ下記（１）式で定義されるＰｃｍが０．２０以下を満足するように含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成と、体積率で９０％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が１０μｍ以下である母材部組織と、体積率で９０％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、前記擬ポリゴナルフェライト相の平均粒径が１０μｍ以下である電縫溶接部組織とからなる組織と、を有することを特徴とする（１）に記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
記
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ‥‥（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％）
【００１３】
（３）  前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．００１〜０．３５０％、Ｎｉ：０．００１〜０．３５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．３５０％、Ｃｒ：０．００１〜０．３５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（２）に記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
（４）  前記オンラインでの熱処理を、前記電縫溶接部近傍の肉厚全厚を８００℃〜１１５０℃の範囲内の温度に加熱したのち、肉厚中央部温度で７８０℃〜６２０℃の温度域での平均冷却速度が７〜２９９℃／ｓの範囲となる冷却を６２０℃以下の冷却停止温度まで施し、さらに５００〜３６０℃の温度域での累積滞留時間が２〜２００ｓとなるように調整された熱履歴を施す処理とすることを特徴とする（１）ないし（３）のいずれかに記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
（５）  前記ロール成形のフィンパス成形において、前記熱延鋼帯の幅方向両端面に、テーパー開始位置と管外面となる表面あるいは管内面となる表面との熱延鋼帯板厚方向の距離が熱延鋼帯板厚の２〜８０％となるテーパー開先を付与することを特徴とする（１）ないし（４）のいずれかにに記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
（６）  前記電縫溶接が、酸素分圧を大気中の酸素分圧に比べて低減した雰囲気中で行うことを特徴とする（１）ないし（５）のいずれかに記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
（７）  前記電縫溶接部に存在する、円相当径５μｍ以上の介在物中に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａの含有量合計が４９質量ｐｐｍ以下であることを特徴とする（１）ないし（６）のいずれかに記載の高強度電縫鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、降伏強さＹＳ：４５０ＭＰａ以上の高強度で、かつ電縫溶接部の中温域（３００〜４００℃）での優れたクリープ特性を兼備し、蒸気配管用鋼管として適用できる高強度電縫鋼管を安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】電縫溶接部のアレイＵＴで検出されたエコー高さと３５０℃で２０年間応力を負荷した場合のクリープ破断応力との関係を示す図である。
【図２】電縫溶接シーム部に内在する酸化物の大きさとアレイＵＴで検出されたエコー高さとの関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
まず、熱延鋼帯を、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する、常用の電縫溶接を行なって、電縫溶接部を有する電縫鋼管とし、ついで、該電縫鋼管にオンラインでの熱処理を施す。
【００１７】
次に、前記熱処理後、前記電縫溶接部の機械的性質に影響を及ぼす円相当径にしてφ１００μｍより大きい酸化物を効率的に検出するため、φ１．６ｍｍの貫通穴の基準エコーを８０％とした感度より２０ｄＢ高めた感度としたフェイズドアレイ超音波探傷装置で前記電縫溶接部を連続探傷し、電縫溶接シーム部に内在する酸化物を検出する。上記の感度としたアレイＵＴで検出されたエコー高さと電縫溶接シーム部に内在する酸化物の大きさ（円相当径）との関係を実験で求めた。その結果を図２に示す。電縫溶接シーム部に内在する酸化物に超音波を照射すると、その酸化物の大きさ（密度）に応じて反射される超音波エコーの強度は大きくなる。
【００１８】
そこで、上述の感度としたアレイＵＴで検出された電縫溶接部のエコー高さと３５０℃で２０年間応力を負荷した場合の前記電縫溶接部のクリープ破断応力との関係を求めた。一例として、ＡＰＩ５Ｌ規格Ｘ８０Ｍの電縫鋼管（外径５０８ｍｍ×管厚２０．６ｍｍ）を供試材とした場合の結果を図１に示す。図１から、前記アレイＵＴで検出されたエコー高さが８０％以下であればＸ８０規格の蒸気輸送配管用鋼管に求められるクリープ特性（３５０℃×２０年間のクリープ破断応力≧ＹＳ規格下限×２／３＝３７０ＭＰａ）を十分満足することがわかる。その他の強度規格（Ｘ６５、Ｘ７０等）の場合も同様の結果が得られた。
【００１９】
したがって、オンラインでの熱処理後に、φ１．６ｍｍの貫通穴の基準エコーを８０％とした感度より２０ｄＢ高めた感度としたフェイズドアレイ超音波探傷装置で電縫溶接部を連続探傷し、検出されたエコー高さが８０％以下であれば、前記電縫溶接部が蒸気輸送配管用鋼管の要求特性である３５０℃におけるクリープ特性を満足する電縫鋼管であると判定することができる。
【００２０】
次に、本発明高強度電縫鋼管の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％で記す。
【００２１】
Ｃ：０．０２５〜０．０８４％
Ｃは、パーライト、擬似パーライト、セメンタイト、ペイナイト、マルテンサイトなどの硬質相形成に寄与し、鋼管強度を増加させる作用を有する。このような効果を得て所望の降伏強さ：ＹＳ４５０ＭＰａ以上を確保するためには、０．０２５％以上を含有することが望ましい。一方、０．０８４％を超えて多量に含有すると、母材部、電縫溶接部における硬質相量が増加し、クリープ特性が低下する場合がある。そのため、Ｃは０．０２５〜０．０８４％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０３０〜０．０６０％である。上記した作用に加えて、Ｃは、電縫溶接時に、凝固点降下、気相中Ｏ２とのＣＯ形成反応などを通して、電縫溶接部の酸化物形成に影響を及ぼす。
【００２２】
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％
Ｓｉは、固溶強化により鋼管の強度増加に寄与する。また、Ｓｉは、ＦｅよりもＯとの親和力が強く、電縫溶接時にＭｎ酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。Ｓｉが０．１０％未満では、共晶酸化物中のＭｎ濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超えるため、電縫溶接時に、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。このため、電縫溶接部に存在する、円相当径５μｍ以上の介在物に含まれるＭｎ量が増加し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｃｒの合計量が４９質量ｐｐｍを超えるようになる。この結果、電縫溶接部のクリープ特性が低下する場合がある。一方、Ｓｉが０．３０％を超えて過剰に含有すると、電縫溶接時に、共晶酸化物中のＳｉ濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物としての絶対量が増えるとともに、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。そのため、電縫溶接部に存在する、円相当径５μｍ以上の介在物に含まれるＳｉ、Ｍｎ量が増加し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｃｒの合計量が４９質量ｐｐｍを超える。この結果、電縫溶接部のクリープ特性が低下する場合がある。このようなことから、Ｓｉは０．１０〜０．３０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１５〜０．２５％である。
【００２３】
Ｍｎ：０．７０〜１．９０％
Ｍｎは、固溶強化と変態組織強化により、鋼管の強度増加に寄与する。また、Ｍｎは、ＦｅよりもＯとの親和力が強く、電縫溶接時に、Ｓｉ酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。Ｍｎが０．７０％未満では、電縫溶接時に、共晶酸化物中のＳｉ濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。そのため、電縫溶接部に存在する、円相当径５μｍ以上の介在物に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｃｒの合計量が４９質量ｐｐｍを超える。その結果、電縫溶接部のクリープ特性が低下する場合がある。一方、Ｍｎが１．９０％を超えて過剰に含有すると、電縫溶接時に、共晶酸化物中のＭｎ濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物としての絶対量が増え、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。そのため、電縫溶接部に存在する、円相当径５μｍ以上の介在物に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｃｒの合計量が４９質量ｐｐｍを超える。その結果、電縫溶接部のクリープ特性が低下する場合がある。また、Ｍｎを１．９０％を超えて過剰に含有すると、母材部および電縫溶接部の組織に硬質相が増加し、クリープ特性が低下する場合がある。
【００２４】
このようなことから、Ｍｎは０．７０〜１．９０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．８５〜１．８５％である。
【００２５】
Ｐ：０．０１８％以下
Ｐは、Ｍｎと共偏析し、母材部および電縫溶接部のクリープ特性を低下するため、できるだけ低減することが好ましいが、０．０１８％以下であれば許容できる。このため、Ｐは０．０１８％以下に限定することが好ましい。なお、過剰な低減は、精錬コストの高騰を招く。製鋼プロセスにおける経済性の観点から０．００１％以上とすることが好ましい。
【００２６】
Ｓ：０．００２９％以下
Ｓは、Ｍｎと結合しＭｎＳを形成して鋼中では介在物として存在し、延性、靭性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。とくに、０．００２９％を超える含有はクリープ特性を低下させる場合がある。このため、Ｓは０．００２９％以下に限定することが好ましい。なお、過剰な低減は、精錬コストの高騰を招く。製鋼プロセスにおける経済性の観点から０．０００１％以上とすることが好ましい。
【００２７】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、製鋼段階での脱酸剤として作用する。また、Ａｌは、Ｎと結合しＡＩＮとして析出し、加熱時のγ粒成長を抑制し、鋼の低温靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには０．０１％以上含有することが望ましい。Ａｌ含有量が０．０１％未満では、製鋼段階での脱酸能が確保できず、鋼の清浄度が低下し電縫溶接部に存在する酸化物量が増加し、円相当径５μｍ以上の介在物に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｃｒの合計量が４９ｐｐｍを超える。この結果、クリープ特性が低下する場合がある。また、ＡｌはＳｉ、ＭｎよりもさらにＯとの親和力が強く、２ＭｎＯ・ＳｉＯ２（Ｔｅｐｈｒｏｉｔｅ）などのＭｎ−Ｓｉ共晶酸化物に固溶する形で酸化物を形成する。一方、Ａｌが０．３５％を超えて過剰に含有すると、電縫溶接時に、共晶酸化物中のＡｌ濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超えて、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。このため、電縫溶接部に存在する、介在物中に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ量が増加し、円相当径５μｍ以上の介在物に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｃｒの合計量が４９質量ｐｐｍを超える。この結果、クリープ特性が低下する場合がある。このようなことから、Ａｌは０．０１〜０．１０％の範囲に限定することが好ましい。なお好ましくは、０．０２〜０．０８％である。
【００２８】
Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％
Ｎｂは、主に炭化物として析出し、析出強化により鋼管強度を増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、０．００１％以上含有することが望ましい。一方、０．０６５％を超えて含有すると、未固溶の大型Ｎｂ炭窒化物が残存し、その結果、クリープ特性が低下する場合がある。このため、Ｎｂは０．００１〜０．０７０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０５１〜０．０６５％である。
【００２９】
Ｖ：０．００１〜０．０６５％
Ｖは、Ｎｂと同様、主に炭化物として析出し、析出強化により鋼管強度を増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、０．００１％以上含有することが望ましい。一方、０．０６５％を超えて含有すると、未固溶の大型Ｖ炭窒化物が残存し、その結果、クリープ特性が低下する場合がある。このため、Ｖは０．００１〜０．０６５％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００５〜０．０５０％である。
【００３０】
Ｔｉ：０．００１〜０．０３３％
Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖと同様、主に炭化物として析出し、析出強化により鋼管強度を増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、０．００１％以上含有することが望ましい。一方、０．０３３％を超えて含有すると、未固溶の大型Ｔｉ炭窒化物が残存し、この結果、クリープ特性が低下する場合がある。このため、Ｔｉは０．００１〜０．０３３％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００５〜０．０２０％である。
【００３１】
Ｃａ：０．０００１〜０．００３５％
Ｃａは、鋼中の硫化物を球状に形態制御する作用を有し、鋼管の電縫溶接部近傍の靭性や耐ＨＩＣ特性を向上させる効果を有する。このような効果を得るためには０．０００１％以上含有することが望ましい。一方、０．００３５％を超えて過剰に含有すると、酸化物中のＣａ濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超えて、酸化物量が増加するとともに、電縫溶接時には酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。そのため、電縫溶接部に存在する介在物のＣａ量が増加し、電縫溶接部に存在する円相当径５μｍ以上の介在物に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｃｒの合計量が４９質量ｐｐｍを超える。この結果、クリープ特性が低下する場合がある。このようなことから、Ｃａは０．０００１〜０．００３５％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０００２〜０．００２８％である。
【００３２】
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、炭窒化物形成元素であるＴｉと結合し、Ｔｉ（Ｎ、Ｃ）として析出するか、固溶Ｎとして残存する。Ｎ含有量が０．００５０％を超えると、Ｔｉ（Ｎ、Ｃ）並びに固溶Ｎが増加するため、クリープ特性が低下する場合がある。このため、Ｎは０．００５０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００４０％以下である。
【００３３】
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、鋼中では主として酸化物系介在物として存在し、延性、靭性を低下させる。Ｏ含有量が０．００３０％を超えると、介在物量が多くなりすぎてとくにクリープ特性の低下が著しくなる場合がある。このため、Ｏは０．００３０％以下に限定することが好ましい。
【００３４】
上記した成分が基本の成分であるが、上記した基本の組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．００１〜０．３５０％、Ｎｉ：０．００１〜０．３５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．３５０％、Ｃｒ：０．００１〜０．３５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
【００３５】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒはいずれも、焼入れ性向上に寄与する元素であり、所望の高強度を確保するために、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
【００３６】
Ｃｕ：０．００１〜０．３５０％
Ｃｕは、焼入れ性を向上させる元素であり、とくに厚肉材における強度増加のために含有することが望ましい。このような効果を得るためには、０．００１％以上含有することが望ましい。一方、０．３５０％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。このようなことから、含有する場合には、０．００１〜０．３５０％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは０．０５〜０．２９０％である。
【００３７】
Ｎｉ：０．００１〜０．３５０％
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、焼入れ性を向上させる元素であり、とくに厚肉材における強度増加のために含有することが望ましい。このような効果を得るためには、０．００１％以上含有することが望ましい。一方、０．３５０％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。このようなことから、含有する場合には、０．００１〜０．３５０％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは０．０５〜０．２９０％である。
【００３８】
Ｍｏ：０．００１〜０．３５０％
Ｍｏは、Ｎｉ、Ｃｕと同様に、焼入れ性を向上させる元素であり、とくに厚肉材における強度増加のために含有することが望ましい。このような効果を得るためには、０．００１％以上含有することが望ましい。一方、０．３５０％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できない。このようなことから、含有する場合には、０．００１〜０．３５０％の範囲に限定することが好ましい。なお、好ましくは０．０５〜０．２９０％である。
【００３９】
Ｃｒ：０．００１〜０．７００％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、とくに厚肉材における強度増加のために含有することが望ましい。またＣｒは、Ｍｎと同様、変態強化を介して、鋼管の強度と組織を所望の高強度、組織とすることができる。このような効果を得るためには、０．００１％以上含有することが望ましい。また、Ｃｒは、ＦｅよりもＯとの親和力が強く、０．７００％を超えて含有すると、電縫溶接時に、酸化物中のＣｒ濃度が上がり、酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物量が増加し、酸化物として電縫溶接部に残存し易くなる。このため、電縫溶接部に存在する介在物量が増加し、電縫溶接部における円相当径５μｍ以上の介在物に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｃｒの合計量が４９質量ｐｐｍを超える。この結果、クリープ特性が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｃｒは０．００１〜０．７００％とすることが好ましい。なおより好ましくは、０．０２〜０．２９０％である。
【００４０】
さらに本発明高強度電縫鋼管では、上記した成分を上記した範囲内で含有し、かつ、次（１）式
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・・・・（１）
（ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
で定義されるＰｃｍが０．２０以下を満足するように調整することが好ましい。なお、各元素が含まれていない場合は０（零）とする。
【００４１】
Ｐｃｍは、電縫溶接部の急速冷却時の組織形成に影響する指標であり、本発明では０．２０以下に限定することが好ましい。
【００４２】
Ｐｃｍが０．２０を超えて大きくなると、電縫溶接部を擬ポリゴナルフェライト相を主相とする組織とすることができない。そして、電縫溶接部のクリープ特性が低下する場合がある。なおＰｃｍの下限値は、特に限定しないが、ＹＳ：４５０ＭＰａ以上を安定的に確保するためには、０．０７以上に調整することが望ましい。
【００４３】
次に、本発明高強度電縫鋼管の組織限定理由について説明する。
【００４４】
本発明高強度電縫鋼管の母材部および電縫溶接部はともに、体積率で９０％以上の擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、残部が擬ポリゴナルフェライト相以外の硬質相からなり、擬ポリゴナルフェライト相などの主相の平均粒径が１０μｍ以下である組織を有することが望ましい。主相以外の第二相は、体積率で１０％以下で、パーライト、擬似パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイトなどの硬質相である。第二相である硬質相が１０％を超えて増加すると、強度が増加しすぎて、クリープ特性が低下する場合がある。
【００４５】
なお、ここでいう「擬ポリゴナルフェライト相」とは、非定形の形をし、約６００℃未満４００℃以上とポリゴナルフェライトよりも低い温度で変態前のオーステナイト境界を越えて形成された、変態歪の大部分が回復した組織をいう。この組織は、「鋼のベイナイト写真集−１」（社団法人  日本鉄鋼協会基礎研究会  ベイナイト調査研究部会編集、社団法人  日本鉄鋼協会発行（１９９２．６．２９）、４頁参照）に記載されているＱｕａｓｉ−ｐｏ１ｙｇｏｎａｌ  Ｆｅｒｒｉｔｅ  αｑと同じ組織である。
【００４６】
平均粒径が１０μｍ以下の微細な擬ポリゴナルフェライト相を主相とし、体積率で９０％以上を占める組織とすることにより、降伏強さＹＳ：４５０ＭＰａ以上の高強度と、中温域でのクリープ特性に優れた電縫鋼管とすることができる。擬ポリゴナルフェライト相の組織分率が低下し、擬ポリゴナルフェライト相以外の例えばベイナイト相が主相となると、強度が増加しすぎて、クリープ特性が低下する場合がある。また、主相がポリゴナルフェライト相となると、強度が低下して、所望の高強度が得られないうえ、クリープ特性が低下する場合がある。また、平均粒径が１０μｍを超えて粗大化すると、中温域での強度が低下する場合がある。
【００４７】
次に、本発明電縫鋼管の好ましい製造方法について説明する。
【００４８】
熱延鋼帯を、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する、常用の電縫溶接を行なって、電縫溶接部を有する電縫鋼管とする。
【００４９】
鋼管素材となる熱延鋼帯は、上記した組成の鋼素材を出発素材とすることが好ましい。鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はないが、常用の転炉等で溶製し、常用の連続鋳造法でスラブ等とすることが好ましい。
【００５０】
上記した組成の鋼素材を加熱均熱し、熱間圧延を施し、コイル状に巻取り、熱延鋼帯とし、鋼管素材とする。
【００５１】
加熱温度：１２００℃超１２８０℃以下、保持時間：９０ｍｉｎ以上
加熱温度は、母材部の強度、長期耐軟化性に影響を及ぼす。加熱温度が１２００℃以下では、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等の析出強化元素が再固溶せずに粗大なまま残存するため、所望のＹＳ：４５０ＭＰａ以上の高強度を確保できない場合がある。また、粗大な析出物が固溶せずに残存していると、母材部のクリープ特性を低下させる場合がある。一方、加熱温度が１２８０℃を超えると、組織が粗大化するため靭性が低下する場合がある。
【００５２】
また、加熱保持時間が９０ｍｉｎ未満では、特に肉厚中心部にＮｂ、Ｖ、Ｔｉ等の析出強化元素が再固溶せず粗大なまま残存する。粗大な析出物はクリープ特性を低下させる場合がある。このようなことから、加熱温度は１２００℃超１２８０℃以下、保持時間：９０ｍｉｎ以上に限定することが好ましい。
【００５３】
加熱均熱された鋼素材は、ついで粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施されて、熱延鋼帯とされる。
【００５４】
粗圧延の条件はとくに限定する必要はなく、所定寸法形状のシートバーとすることができればよい。粗圧延されたのち、仕上圧延を施される。仕上圧延は、未再結晶温度域での熱間圧延率：２０％以上、仕上圧延終了温度：７５０℃以上に調整することが好ましい。
【００５５】
未再結晶温度域での熱間圧延率：２０％以上
未再結晶温度域での熱間圧延率が２０％未満では、得られる熱延鋼帯の組織が平均粒径１０μｍを超えて粗大化し、母材部のクリープ特性が低下する場合がある。熱間圧延率の上限はとくに限定しないが、圧延機への負荷の観点から９５％以下とすることが好ましい。
【００５６】
仕上圧延終了温度：７５０℃以上
仕上圧延終了温度が７５０℃未満では、圧延歪が残留し、その後の冷却によっても、クリープ特性が低下する場合がある。このため、仕上げ圧延終了温度は７５０℃以上に限定することが好ましい。
【００５７】
仕上圧延を終了した熱延鋼帯は、ついで熱延ランナウトテーブル上で冷却される。圧延後冷却は、板厚中央部温度で７８０〜６２０℃の温度域での平均冷却速度が７〜２９９℃／ｓの範囲となる冷却を６２０℃以下の冷却停止温度まで施すことが好ましい。
【００５８】
板厚中央部温度で７８０〜６２０℃の温度域での平均冷却速度：７〜２９９℃／ｓ
７８０℃〜６２０℃の温度域での平均冷却速度が７℃／ｓ未満では、平均粒径が１０μｍ超の粗大なポリゴナルフェライト相が形成され、所望の母材部組織が得られない場合がある。このため、所望のＹＳ：４５０ＭＰａ以上の高強度を確保できず、また、クリープ特性が低下する場合がある。一方、平均冷却速度が２９９℃／ｓを超えると、擬ポリゴナルフェライト相の分率が９０％を下回り、強度が上昇して、クリープ特性が低下する場合がある。このようなことから、圧延後冷却を、板厚中央部温度で７８０〜６２０℃の温度域での平均冷却速度を７〜２９９℃／ｓの範囲の冷却速度を有する冷却とすることが好ましい。
【００５９】
なお、圧延後冷却では、最表層０．２ｍｍを除く板厚方向各位置での冷却速度は、肉厚中心部からの偏差で、遅い側で５℃／ｓ、速い側で２０℃／ｓ以内であることが望ましい。
【００６０】
圧延後冷却の冷却停止温度：６２０℃以下
圧延後冷却は、上記した冷却速度で、６２０℃以下の温度で冷却を停止することが望ましい。冷却停止温度が６２０℃超の温度では、停止温度が高すぎて、所望の擬ポリゴナルフェライトを主相とする組織が得られない場合がある。このようなことから、圧延後冷却の冷却停止温度を６２０℃以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは、５９５〜４７５℃である。
【００６１】
圧延後冷却を停止したのち、熱延鋼帯は、巻取温度：５９５〜４７５℃でコイル状に巻き取られる。
【００６２】
巻取温度：５９５〜４７５℃
巻取温度が４７５℃未満では、巻取温度が低くなりすぎて組織がベイナイト相を主体とした組織となり、クリープ特性が低下する場合がある。このため、巻取温度は４７５℃以上とすることが望ましい。なお、巻取温度が５９５℃を超えて高温となると、巻取り温度が高すぎて、所望の組織を確保できなくなる場合がある。このため、巻取温度は５９５〜４７５℃とすることが好ましい。
【００６３】
巻き取られた熱延鋼帯は、ついで、４８０〜３５０℃の温度域における滞留時間が２〜２０ｈとなるように調整された熱履歴を施される。
【００６４】
４８０〜３５０℃の温度域における累積滞留時間：２〜２０ｈ
４８０〜３５０℃の温度域における熱履歴の調整は、所望の特性、とくに母材部における中温域における優れたクリープ特性を確保するために重要な要件となっている。板厚中心部温度で、４８０〜３５０℃の温度域で所定時間滞留することにより、析出物、転位組織、ミクロ組織等が安定化して、その後の中温域で長時間応力を負荷した場合でも、変化が少なくなる。４８０〜３５０℃の温度域における累積滞留時間が２ｈ未満では、組織の安定化が不十分で、中温域で長時間応力を負荷した場合に、析出物、転位組織、ミクロ組織等が変化して、クリープ特性が低下する場合がある。一方、４８０〜３５０℃の温度域における累積滞留時間が２０ｈを超えて長時間となると、母材部の高温強度が低下する場合がある。このようなことから、４８０〜３５０℃の温度域での累積滞留時間を２〜２０ｈに限定することが好ましい。なお、より好ましくは３〜１２ｈである。４８０〜３５０℃の温度域での累積滞留時間の調整は巻取温度とコイル冷却条件の調整によることが好ましい。なお、４８０〜３５０℃の温度域における熱履歴を調整した後は、放冷される。
【００６５】
ついで、得られた熱延鋼帯を鋼管素材として、該熱延鋼帯を、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行なって電縫鋼管とする。
【００６６】
連続的ロール成形のうちのフィンパス成形において、熱延鋼帯の幅端面（オープン管の突合せ部端面）にテーパー開先を付与することが好ましい。付与するテーパー開先は、テーパー開始位置と管外面となる表面あるいは管内面となる表面との鋼帯肉厚方向の距離が鋼帯肉厚の２〜８０％とする開先が好ましい。これにより、電縫溶接部の介在物の排出が促進され、介在物が減少し、電縫溶接部に存在する、円相当径５μｍ以上の介在物に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、Ｃｒの合計量を約１０ｐｐｍ低下させ、クリープ特性をより向上させることができる。なお、テーパー形状は直線に限らず、任意の曲線形状としてもよい。
【００６７】
また、電縫溶接は、通常公知の電縫溶接方法がいずれも適用できる。なお、電縫溶接は通常、大気雰囲気で行なうが、雰囲気酸素分圧を低減した雰囲気制御を行って、電縫溶接してもよい。
【００６８】
雰囲気制御の方法としては、例えば電縫溶接する領域を、箱型構造でシーリングし、非酸化性ガスを供給する方法が挙げられる。非酸化性ガスを吹き込む際に、周囲の雰囲気（大気）を巻き込む場合があり、酸素分圧はむしろ上昇する場合がある。そのため、ガス噴射口を３層等の多層構造のノズルとして非酸化性ガスを吹き込むことが好ましい。
【００６９】
得られた電縫鋼管の電縫溶接部に、オンラインで加熱・冷却する熱処理を施す。
【００７０】
この熱処理は、オンラインに設置した、電縫溶接部近傍のみを加熱できる構造の高周波誘導加熱装置を用いることが好ましい。また、冷却は、被冷却材である電縫溶接部の上方に、複数のノズルを接続した冷却ヘッダーを複数台設け、冷却速度を調整可能とした冷却装置とすることが好ましい。この熱処理は、電縫溶接部近傍の肉厚全厚を８００℃〜１１５０℃の範囲内の温度に加熱し、肉厚中央部温度で７８０℃〜６２０℃の温度域での平均冷却速度が７〜２９９℃／ｓの範囲となる冷却を６２０℃以下の冷却停止温度まで施し、さらに肉厚中心部温度で５００〜３６０℃の温度域での累積滞留時間が２〜２００ｓとなるように調整された熱履歴を施す処理とすることが好ましい。なお、５００〜３６０℃の温度域での累積滞留時間を上記した範囲内とするためには、この温度域を徐冷するか、５００〜３６０℃の範囲に加熱する処理（焼戻処理）を行うことが好ましい。
【００７１】
このような熱処理を施すことにより、平均粒径が１０μｍ以下の微細な擬ポリゴナルフェライト相を体積率で９０％以上、残部がパーライト等の硬質相からなる電縫溶接部組織となり、しかも電縫溶接部が降伏強さＹＳ：４５０ＭＰａ以上の高強度と、優れたクリープ特性を有するようになる。とくに電縫溶接部のクリープ特性は、電縫溶接部の酸化物と組織の影響を強く受ける。
【００７２】
加熱温度が、８００℃を下回ると電縫溶接ままの硬質組織が残存し、所望の靭性が確保できない場合がある。一方、加熱温度が１１５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、所望の靭性が確保できない場合がある。
【００７３】
加熱後の冷却において、肉厚中央部温度で７８０℃〜６２０℃の温度域の平均冷却速度が７℃／ｓ未満では、電縫溶接部組織が粗大化し、粗大なポリゴナルフェライトを主相とする組織となるため、降伏強さＹＳ：４５０ＭＰａ以上の高強度を確保できず、またクリープ特性も低下する場合がある。一方、２２９℃／ｓを超えると、擬ポリゴナルフェライトの分率が９０％を下回り、強度が上昇し、クリープ特性が低下する。
【００７４】
なお、上記した冷却の冷却停止温度は６２０℃以下の温度とする。冷却停止温度が６２０℃を超えて高くなると、組織がポリゴナルフェライトとなる場合がある。
【００７５】
また、電縫溶接部の中温域でのクリープ特性は、電縫溶接後のオンラインでの熱処理における５００〜３６０℃の温度域での熱履歴を制御することにより、析出物、転位密度、ミクロ組織等が安定化し、優れた特性を発現させることができる。５００〜３６０℃の温度域での累積滞留時間が、２ｓ未満では、中温域で長時間保持した場合に、析出物、転位組織、ミクロ組織等が変化して、高温強度が低下し、クリープ特性が低下する場合がある。一方、２００ｓを超えて長くなると、電縫溶接部の高温強度が低下する場合がある。このようなことから、５００〜３６０℃の温度域での累積滞留時間を２〜２００ｓに限定することが好ましい。なお、より好ましくは３〜１２０ｓである。
【００７６】
以下、さらに実施例に基づき本発明について説明する。
【実施例】
【００７７】
表１に示す組成の鋼素材（スラブ：肉厚２５０ｍｍ）を、表２に示す加熱温度：１２３０℃で１１０ｍｉｎ加熱したのち、粗圧延と、未再結晶温度以下での熱間圧延率を５５％として仕上げ圧延終了温度を８１０℃とした仕上圧延と、からなる熱間圧延を施し、板厚２０．６ｍｍの熱延鋼帯とした。なお、鋼素材は、転炉で表１に示す組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法で肉厚２５０ｍｍのスラブとしたものを用いた。
【００７８】
仕上圧延終了後直ちに、熱延鋼帯には熱延ランアウトテーブル上で、板厚中央部温度で７８０〜６２０℃の温度域での平均冷却速度を２８℃／ｓとした冷却速度で冷却を施し、巻取温度５００℃でコイル状に巻き取った。巻き取られた熱延鋼帯には、さらに、３５０〜４８０℃の温度域での滞留時間を４ｈに調整する熱履歴を施した。
【００７９】
得られた熱延鋼帯を鋼管素材として、所定の幅にスリッティングし、連続的にロール成形して略円形断面のオープン管としたのち、該オープン管の突合せ部近傍を融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する電縫溶接を行って電縫鋼管（外径５０８ｍｍφ）とした。
【００８０】
なお、一部では、ロール成形におけるフィンパス成形で熱延鋼帯の幅方向両端面に、テーパー開先を付与した。付与されたテーパー開先は、熱延後退の幅方向端面に、管外面となる表面とテーパー開始位置の距離が熱延鋼帯板厚の２０％、管内面となる表面とテーパー開始位置との距離が熱延鋼帯板厚の２０％となる形状、外面側２０％−内面側２０％、とした。
【００８１】
また、電縫溶接に際しては、主として大気雰囲気（酸素分圧：２１０，０００ｐｐｍ）中で行った。なお、一部では、噴射口を３層に配したノズルを用いて、不活性ガス（Ｎ２ガス）を噴射し、酸素分圧を４５ｐｐｍまで低下した雰囲気中で電縫溶接を行った。
【００８２】
ついで、得られた電縫鋼管の電縫溶接部にオンラインで、表２に示す条件で加熱したのち冷却する熱処理を施した。加熱は、電縫溶接部近傍のみを加熱できる構造とした高周波誘導加熱装置を用いた。なお、冷却は、被冷却材である電縫溶接部の上方に、水量密度：０．９ｍ３／ｍ２ｍｉｎの棒状冷却水が噴射可能なノズルを接続した冷却ヘッダーを設け、ノズルから０．９ｍ／ｓの速度で棒状冷却水を噴射可能とした冷却装置で行った。また、冷却ヘッダーは、冷却水の注水が個別にＯＮ−ＯＦＦ制御可能な構造とした。
【００８３】
なお、鋼管搬送方向の下流側で電縫溶接部の温度を測定し、測定された鋼管温度に基づき、各冷却ヘッダーからの注水をＯＮ−ＯＦＦ制御して、電縫溶接部の冷却速度を表２に示す冷却速度となるように調整して、３００℃まで冷却した。ついでオンラインで、電縫鋼管の電縫溶接部に、４５０℃に加熱する焼戻処理を施し、３６０〜５００℃の温度域での累積滞留時間を表２に示す条件に調整した。
【００８４】
さらに、前記熱処理後、電縫溶接部をφ１．６ｍｍの貫通穴の基準エコーを８０％とした感度より２０ｄＢ高めた感度としたフェイズドアレイ超音波探傷装置で連続探傷し、検出されたエコー高さが８０％以下である鋼管と８０％以上である鋼管を選別した。
【００８５】
選別して得られた鋼管から、試験片を採取し、組織観察、電縫溶接部の介在物分析、引張試験、クリープ試験、を実施した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察
得られた電縫鋼管の母材部から、組織観察用試験片を採取し、円周方向断面（Ｃ断面）を研磨し、腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：１０００倍）で組織を観察し、撮像して、組織の同定を行い、さらに画像解析により、組織分率、および平均粒径を求めた。なお、平均粒径は、画像解析により各粒の面積を測定し、円相当径を求め、算術平均して算術した。ここで、ベイナイト相の場合には同一方位の領域寸法（パケットサイズ）を粒径として測定した。
（２）電縫溶接部の介在物分析
得られた電縫鋼管の電縫溶接部から、電縫溶接部中央を中心に幅：２ｍｍの板状試験片〈幅：２ｍｍ×厚さ：全厚×長さ：全厚〉を採取した。この板状サンプルを電解液（１０％ＡＡ液）中で電解抽出し、得られた抽出残渣をフィルターメッシュ（穴径：５μｍ）で捕集し、ＩＣＰ発光分析法により、残渣中に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ量（質量ｐｐｍ）をそれぞれ求め、それらの合計量を算出し、円相当径５μｍ以上の介在物中に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ量の合計量（質量ｐｐｍ）とした。
（３）引張試験
得られた電縫鋼管の母材部および電縫溶接部からそれぞれ、管円周方向が引張方向となるようにＡＳＴＭ  Ｅ８丸棒試験片（平行部：６．３５ｍｍφ、ＧＬ：２５．４ｍｍ）を採取した。母材部は、電縫溶接部より１８０°位置とした。また、電縫溶接部の丸棒試験片は、平行部中央にシームが位置するように採取した。なお、試験片の採取に際しては鋼管の偏平は行わなかった。
【００８６】
引張試験は、室温で、引張速度をＹＳ以下は０．５％／ｍｉｎ、ＹＳを超えてからは５ｍｍ／ｍｉｎで行い、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）を求めた。
（４）クリープ試験
得られた電縫鋼管の、母材部および電縫溶接部から、管円周方向が試験片長手方向となるように、鍔つき試験片（平行部：６ｍｍφ、ＧＬ：３０ｍｍ）を採取した。なお、母材部は、電縫溶接部より１８０°位置とした。また、電縫溶接部試験片は、平行部中央にシームが位置するように採取した。
【００８７】
試験温度：４００℃とし、クリープ破断強度を求めた。得られたクリープ破断強度からＬａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータによる換算で、３５０℃で２０年間の推定クリープ破断強度σｃｒｅｅｐを算出し、室温ＹＳＲＴとの比、σｃｒｅｅｐ／ＹＳＲＴを求め、σｃｒｅｅｐ／ＹＳＲＴが０．８以上である場合を「クリープ破断特性に優れる」と評価した。
【００８８】
得られた結果を表３に示す。
【００８９】
【表１】
2016074004.tif 000003
【００９０】
【表２】
2016074004.tif 000004
【００９１】
【表３】
2016074004.tif 000005
【００９２】
本発明例はいずれも、母材部、電縫溶接部ともに、面積率で９０％以上の擬ポリゴナルフェライトを主相とし、しかも平均粒径が１０μｍ以下と微細な組織を有し、降伏強さ：４５０ＭＰａ以上の高強度と、クリープ破断強度σｃｒｅｅｐと室温ＹＳＲＴとの比、σｃｒｅｅｐ／ＹＳＲＴが０．８０以上と優れたクリープ破断特性を有する電縫鋼管となっている。
【００９３】
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、電縫溶接部のσｃｒｅｅｐ／ＹＳＲＴが０．８０未満であり、クリープ破断特性が低下している。
【図１】
2016074004.tif 000006
【図２】
2016074004.tif 000007