(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．２％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２％、
Ｐ  ：≦０．０３％、
Ｓ  ：０．００３１〜０．０３％、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％以下、
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、
Ｏ  ：０．０００５〜０．００８％、
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｍｇ含有酸化物を核にして析出した大きさが平均円相当径で５．０μｍ以下、かつＭｎ主体の硫化物とＣｕ主体の硫化物の２相よりなる複合硫化物を含有し、該複合硫化物の内相がＭｎ主体の硫化物、外相がＣｕ主体の硫化物であることを特徴とする耐溝食性に優れた電縫鋼管。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、
のうち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１に記載の耐溝食性に優れた電縫鋼管。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０５〜２％以下、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％以下、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％以下、
Ｎｂ：０．０００１〜０．０５％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１％以下、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％以下、
のうちの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１または請求項２の何れかに記載の耐溝食性に優れた電縫鋼管。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％以下、
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１から請求項３の何れか１つに記載の耐溝食性に優れた電縫鋼管。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．２％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２％、
Ｐ  ：≦０．０３％、
Ｓ  ：０．００３１〜０．０３％、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％以下、
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、
Ｏ  ：０．０００５〜０．００８％、
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｍｇ含有酸化物を核にして析出した大きさが平均円相当径で５．０μｍ以下、かつＭｎ主体の硫化物とＣｕ主体の硫化物の２相よりなる複合硫化物を含有し、該複合硫化物の内相がＭｎ主体の硫化物、外相がＣｕ主体の硫化物である鋼板を溶接して電縫鋼管となした後、電縫部を７５０〜１０５０℃で２０分以下の局部加熱を施すことを特徴とする耐溝食性に優れた電縫鋼管の製造方法。
【請求項６】
鋼板の成分として、さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、
のうち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５に記載の耐溝食性に優れた電縫鋼管の製造方法。
【請求項７】
鋼板の成分として、さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０５〜２％以下、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％以下、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％以下、
Ｎｂ：０．０００１〜０．０５％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１０％以下、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％以下、
のうちの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５または請求項６の何れかに記載の耐溝食性に優れた電縫鋼管の製造方法。
【請求項８】
鋼板の成分として、さらに、質量％で、
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％以下、
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項５から請求項７の何れか１つに記載の耐溝食性に優れた電縫鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、電縫部の選択腐食に対して抵抗の高い電縫鋼管に関わるものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、電縫鋼管は安価でかつ寸法精度が良好であることから、種々の配管として大量に使用されており、最近では溶接部に対する信頼性が飛躍的に向上したことによって、その使用される用途も多岐にわたっている。
しかし、従来の使用実績においては湿潤環境で電縫鋼管を使用した場合に、母材部に比べて電縫部の腐食速度が大きい選択腐食（溝状腐食あるいは溝食と呼ばれることが多い）を生じる場合のあることが報告されており、電縫鋼管の欠点の１つとして電縫鋼管の利用拡大の障害になっている。このため、電縫部の選択腐食に対して抵抗の高い電縫鋼管が望まれている。
【０００３】
これに対して、これまでに電縫部の選択腐食を防止する技術が提案されている。例えば、特公昭６０−３７１７３号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ａｌ、希土類元素などの成分を調整した帯鋼から造管した電縫鋼管の電縫部を熱処理して耐溝食性を改善した電縫鋼管が開示されている。さらに、特公昭５９−５０４７４号公報にはＡｌを低減し、同時にＴｉ，Ｚｒ，Ｙ等の含有量を調整し、電縫部を熱処理して耐溝状腐食性を改善した含Ｃｕ電縫鋼管が開示されており、特公昭６０−９０９６号公報にはＣを０．０３％以下とし、同時にＳｉを低減したＣｕ含有電縫鋼管がそれぞれ開示されている。さらに、特公平７−６２２１４号公報ならびに特公平７−６２２１５号公報にはＳを低減することなしにＡｌもしくはＳｉを低減させて、電縫部の耐溝食性を改善している。
【０００４】
しかしながら、上記に提案された技術、例えば特公昭６０−３７１７３号公報には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ａｌ、希土類元素などの成分を調整した帯鋼から造管した電縫鋼管の電縫部を熱処理して耐溝食性を改善すると述べているが、依然として電縫部に粗大なＭｎＳが残存しており溝食を抑えることはできない。特公昭５９−５０４７４号公報にはＡｌを低減し、同時にＴｉ，Ｚｒ，Ｙ等の含有量を調整し、電縫部を熱処理して耐溝状腐食性を改善したＣｕ含有電縫鋼管が開示されているが、これも依然として電縫部に粗大なＭｎＳが存在し、溝食の原因となる。特公昭６０−９０９６号公報にはＣを０．０３％以下とし、同時にＳｉを低減したＣｕ含有電縫鋼管がそれぞれ開示されているが、これも電縫部にＭｎＳが残ってるために溝食は生じる。特公昭７−６２２１４号公報ならびに特公平７−６２２１５号公報にはＳを低減することなしにＡｌもしくはＳｉを低減させて、電縫部の耐溝食性を改善すると述べているがＭｎＳ量がわずかに減少するだけで粗大なＭｎＳは残存し、溝食の原因になる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、先に述べた従来技術の問題点に対処するため、ＭｎＳを含有する硫化物の形態を制御することにより、電縫部の選択腐食に対して抵抗の高い電縫鋼管およびその製造方法を安価に提供することを目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは電縫部の選択腐食に対して抵抗の高い電縫鋼管を得るべく、成分及び組織などの点から多数の実験と詳細な検討を実施した結果、▲１▼鋼中のＭｇ含有酸化物を微細分散させることによってその酸化物に優先的に析出する硫化物を微細に分散させることができ、さらに▲２▼鋼中に添加させたＣｕによって前記硫化物の組成を従来のＭｎ主体の硫化物から外相がＣｕ主体の硫化物、内相がＭｎ主体の硫化物の複合硫化物またはＣｕ主体の硫化物へ形態変化させることができ、その結果、電縫部の選択腐食に対する抵抗を従来の電縫鋼管に比べて格段に向上させることが可能となることを見いだした。
【０００７】
本発明は、これらの知見を基になされたものであり、その要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．２％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２％、
Ｐ  ：≦０．０３％、
Ｓ  ：０．００３１〜０．０３％、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％以下、
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、
Ｏ  ：０．０００５〜０．００８％、
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｍｇ含有酸化物を核にして析出した大きさが平均円相当径で５．０μｍ以下で、かつＭｎ主体の硫化物とＣｕ主体の硫化物の２相よりなる複合硫化物を含有し、該複合硫化物の内相がＭｎ主体の硫化物、外相がＣｕ主体の硫化物であることを特徴とする耐溝食性に優れた電縫鋼管。
【０００８】
（２）さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の耐溝食性に優れた電縫鋼管。
【０００９】
（３）さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０５〜２％以下、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％以下、
Ｍｏ：０．０２〜１．５０％以下、
Ｎｂ：０．０００１〜０．０５％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１０％以下、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％以下、
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）の何れかに記載の耐溝食性に優れた電縫鋼管。
【００１０】
（４）さらに、質量％で、
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％以下、
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）から（３）の何れか１つに記載の耐溝食性に優れた電縫鋼管。
【００１１】
（５）質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．２％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２％、
Ｐ  ：≦０．０３％、
Ｓ  ：０．００３１〜０．０３％、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％以下、
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、
Ｏ  ：０．０００５〜０．００８％、
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｍｇ含有酸化物を核にして析出した大きさが平均円相当径で５．０μｍ以下、かつＭｎ主体の硫化物とＣｕ主体の硫化物の２相よりなる複合硫化物を含有し、該複合硫化物の内相がＭｎ主体の硫化物、外相がＣｕ主体の硫化物である鋼板を溶接して電縫鋼管となした後、溶接ビート部を７５０〜１０５０℃で２０分以下の局部加熱を施すことを特徴とする耐溝食性に優れた電縫鋼管の製造方法。
【００１２】
（６）鋼板の成分として、さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（５）に記載の耐溝食性に優れた電縫鋼管の製造方法。
【００１３】
（６）鋼板の成分として、さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０５〜２％以下、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％以下、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％以下、
Ｎｂ：０．０００１〜０．０５％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１％以下、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３％以下、
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（５）または（６）の何れかに記載の耐溝食性に優れた電縫鋼管の製造方法。
【００１４】
（８）鋼板の成分として、さらに、質量％で、
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％以下、のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（５）から（７）の何れか１つに記載の耐溝食性に優れた電縫鋼管の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
従来から、鋼中のＳは、例えば０．０３％程度の少量存在する場合でも、鋼の耐食性を劣化させ、さらに電縫鋼管にあっては電縫部の選択腐食を促進すると考えられていた。
本発明者らの研究によれば電縫鋼管が湿潤環境で電縫部に選択腐食を生じる原因は電縫溶接で生成した粗大なＭｎＳが湿潤環境で溶解しやすいことであることがわかっている。電縫部（溶接部および熱影響部）が湿潤環境で溶解すると、その電縫部が周囲の母材部に比較して腐食電位の低い局部アノードとなり、母材部が相対的にカソードとなる。局部アノードとなる電縫部の面積は、カソードとなる母材部よりもかなり小さいため、電縫部の選択腐食が加速される。
【００１６】
従来から電縫部の選択腐食に対する抵抗を改善する手段として、Ｓ含有量を極力低下するか、Ｓを無害化する元素を添加することが考えられていた。
近年の製錬技術の進歩によって、Ｓの低減は比較的容易になってきているが、本発明者らの研究結果では、Ｓを低減させることによって溝状腐食を抑制する場合、その含有量を０．００３％以下まで低減しなければ、実用レベルでの効果が得られず、Ｓのみを規制して溝状腐食を抑制することには、大幅なコストアップを強いられるため現実的でない。
【００１７】
一方、本発明者らは電縫部の選択腐食における鋼中硫化物の影響を詳細に解析した結果、ＣｕとＴｉとＭｇを添加し、Ｍｇ含有酸化物を微細分散させた後、その酸化物を優先核生成サイトとして、大きさが５．０μｍ以下の硫化物を微細分散させ、さらに、その硫化物の組成をＭｎ主体の硫化物から内相がＭｎ主体の硫化物、外相がＣｕ主体の硫化物の複合硫化物またはＣｕ主体の硫化物に変えることによって硫化物の溶解を抑制させ、その結果、電縫部の選択腐食を抑制することに成功した。これは従来知られていなかった画期的な知見であって、電縫部の選択腐食を抑制するための新しい手段である。
【００１８】
本発明では、従来のＳを極力低減することによって電縫部の選択腐食を抑制させる方法を用いずとも、電縫部の選択腐食を格段に抑制することができるため、Ｓ含有量は溶接性および加工性の観点から電縫鋼管の製造に支障を来さないレベルで制御するだけで十分である。
従来の耐溝食性電縫鋼管では、Ｓ量を０．００５％以下に低減したものが少なからずあり、かなりコストがかかっていたのに対して、本発明ではＳ低減のための特別な精錬プロセスを必要としないため、コストアップを低減できる。
【００１９】
次に、硫化物を具体的に微細化させる方法を以下に説明する。
発明者らの研究により酸化物および窒化物が存在すると硫化物の優先核として硫化物が析出し、酸化物あるいは窒化物を微細分散させれば硫化物もさらに微細分散することが判明した。これは、析出する全硫化物中のＭｎ量とＳ量が一定であるためによるものである。
【００２０】
また、Ｍｇ酸化物はあらゆる酸化物の中で最も凝集しにくいため、酸化物を微細分散させるためにはＭｇを用いるのが最も有効であることが判明した。
従来からＭｇは強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高めることが知られているが、その酸化物が微細に分散することは知られていなかった。
本発明者らは、強脱酸剤であり、且つ凝集粗大化が起こりにくいＭｇの性質を利用し、製鋼工程で他の弱脱酸剤との添加順序および添加量を制御することで、生成する酸化物の微細分散が可能であることを見いだした。
【００２１】
以下に、本発明の詳細について説明する。
本発明者らは、Ｔｉと共に他の弱脱酸剤により弱脱酸した溶鋼中に強脱酸剤のＭｇを添加した場合の酸化物の状態を系統的に調査した。その結果、Ｔｉと共に、Ｔａ，Ｚｒ等の他の弱脱酸剤を１種あるいは２種以上添加した後、さらにＡｌおよびＭｇをある条件下で添加した場合は、Ｔｉを単独で添加する場合に比較して、生成する酸化物の粒子数増加及びサイズの微細化がなされることが分かった。また、生成する酸化物と詳細に観察したところ、比較的大きな（粒子径：０．２〜５．０μｍ）Ｍｇ含有酸化物と超微細な（粒子径：０．００５〜０．１μｍ）Ｍｇ含有酸化物あるいはＭｇＯが生成されることを分かった。
【００２２】
これらのうちで、比較的粒径の大きいＭｇ含有酸化物は、先に添加したＴｉ，Ｔａ，Ｚｒなどの弱脱酸剤が、一旦、酸化物として生成するが、その後、これらの酸化剤よりも脱酸力の強いＭｇやＡｌ等の強脱酸剤の添加により、既に生成された酸化物がこれらの強脱酸剤により還元され、最終的に粒径が０．２から５．０μｍのＭｇ含有酸化物が生成されるものと思われる。
【００２３】
一方、超微細な酸化物は、先に添加したＴｉ，Ｔａ，Ｚｒ等の弱脱酸剤の酸化物の生成後に、残存する溶存酸素と、ＭｇやＡｌとの酸化反応によって生成したものと思われる。この際、Ｔｉを１種単独で添加する場合に比べて、Ｔｉと共にＴａ，Ｚｒ等の弱脱酸剤を１種又は２種以上添加する場合の方が、酸化物粒径がより微細になるが、これは、弱脱酸剤の複合添加による溶存酸素量の低下に加えて、溶存酸素の溶鋼中での分布の均一化によって、生成する酸化物の凝集粗大化が抑制されるためと推定される。
【００２４】
以上のように、予めＴｉと共にＴａ，Ｚｒ等のその他の弱脱酸剤を１種又は２種以上添加することにより、溶鋼中の残存酸素量を調節するとともに、先に生成したＴｉ，Ｔａ，Ｚｒの単独酸化物又はそれらの複合酸化物をＡｌとＭｇの強酸化物で還元することによって、Ｔｉ，Ｔａ，Ｚｒ等とＭｇとの複合酸化物またはＭｇＯ酸化物を溶鋼中に微細に分散することができる。
【００２５】
予めＴｉと共にＴａ，Ｚｒ等のその他の弱脱酸剤の１種又は２種以上により複合添加する場合は、生成酸化物の凝集粗大化の防止のために、脱酸力の弱い方から例えば、（Ｔａ，Ｔｉ），（Ｔｉ，Ｚｒ），（Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒ）などの順序で添加するのが好ましい。
また、ＡｌとＭｇの最適な添加量は、Ｔｉ，Ｔａ，Ｚｒ等による弱脱酸後の溶鋼中に存在する酸素量などに依存するが、残存酸素濃度を調整するためのＴｉ，Ｔａ，Ｚｒ等の弱脱酸剤の添加量に応じて、ＡｌやＭｇ添加量を適正な範囲で制御すれば良い。
【００２６】
なお、使用するＭｇの脱酸剤は、金属Ｍｇ，Ｍｇ合金などの何れを用いても良い。
このようにして鋼中に微細分散されたＭｇ含有酸化物は、鋳造時あるいはその後の冷却過程や再加熱−熱間工程中に硫化物および窒化物の優先核生成サイトになるため、Ｍｎ含有硫化物も微細分散することが可能となる。
【００２７】
従来、大きさが平均円相当径で５．０μｍ以上である粗大化した硫化物が多く存在していたのに対して、本発明のＴｉ，Ｍｇ，Ｃｕを含有する鋼では、硫化物の大きさを平均円相当径で５μｍ以下に微細化することが可能となる。
また、鋼中に添加したＣｕによって、通常はＭｎＳである硫化物の形態を（Ｃｕ，Ｍｎ）Ｓ（Ｃｕ主体硫化物でわずかにＭｎの硫化物が存在する複合硫化物）あるいはＣｕＳに変化させることが可能となった。これは従来知られていなかった技術である。硫化物はＣｕ，Ｍｎ以外にＺｒ，Ｔｉ等の複合硫化物が存在することもある。
【００２８】
以下、本発明の成分の限定理由について述べる。
Ｃ：鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な下限値として０．０２％以上の添加が必要であるが、０．２％を越える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靱性の低下を招くので、その上限を０．２％とした。
【００２９】
Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５％を越えると溶接部の靱性を低下させるのでそれを上限とする。
Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度および靱性の確保に必要な元素であるが、２％を越えると電縫溶接性および電縫部の靱性を著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母材の強度確保が困難になるために、その範囲を０．３〜２％とする。
【００３０】
Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であり、０．０３％を越えて含有すると鋼材の母材だけでなく電縫部の溶接性を著しく阻害するのでその含有される上限を０．０３％とした。
Ｓ：Ｓは０．０３％を越えて過剰に添加されると粗大な硫化物の生成の原因となり、電縫溶接性および加工性を阻害するのでその含有される上限を０．０３％とした。Ｓの含有量の下限は、本発明の鋼１４および１６のＳ量が０．００３１％であることに基づき、０．００３１％とした。
【００３１】
Ｃｕ：ＣｕはＭｎＳの組成を（Ｃｕ，Ｍｎ）ＳあるいはＣｕＳに変えて耐溝食性を向上させる働きがある。０．０５％未満では効果がなく、１．５％を越えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくする。従って、その含有量を０．０５〜１．５％以下とする。
Ａｌ：Ａｌは通常脱酸材として添加されるが、本発明においては、０．０５％越えて添加されるとＭｇの添加の効果を阻害するために、これを上限とする。また、安定にＭn Ｍm 2 Ｏ4 を生成するためには０．０００５％は必要であり、これを下限とした。
【００３２】
Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸材として、さらには窒化物形成元素としてし結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすために、その上限を０．０３０％にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００５〜０．０３％とする。
【００３３】
Ｚｒ，Ｔａは上記Ｔｉと同様に脱酸材として用い、その効果はＴｉと同時に添加されることで初めて発揮される。また、それ自身炭化物形成能力が高いためＯ量およびＴｉ／Ｎ比を考えて、適切な量にする必要がある。すなわち、Ｔｉと同様に多量の添加は炭化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすために、その上限を０．０５％にする制限するが、所定の効果を得るためには０．０００１％以上の添加が必要であり、その範囲を０．０００１〜０．０５％とする。
【００３４】
Ｍｇ：Ｍｇは本発明の主たる合金元素であり、主に脱酸材として添加されるが、前述したように０．０１５％を越えて添加されると、粗大な酸化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低下をもたらす。しかしながら、０．０００１％未満の添加では、ピニング粒子として必要な酸化物の生成が十分に期待できなくなるため、その添加範囲を０．０００１〜０．０１５％と限定する。
【００３５】
Ｏ：Ｏは硫化物の生成サイトとなるＭｇ含有酸化物を生成させるための必須元素である。０．０００５未満では酸化物の個数が十分とはならないために、０．０００５％を下限値とする。一方、０．００８０％を越えて添加されると、粗大な酸化物が生成し易くなり、硫化物の微細分散効果が得られず、また母材およびＨＡＺ靱性の低下をもたらす。従って、上限値を０．００８０％とした。
【００３６】
なお、本発明においては、強度および靱性を改善するために、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂ中から１種または２種以上の元素を選択的に添加することができる。
Ｎｉ：Ｎｉは、耐溝食性、靱性および強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要であるが、２．０％以上の添加では溶接性が低下するために、その上限を２．０％とする。
【００３７】
Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向上させるために、０．０２％以上の添加が有効であるが、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさせ、靱性を低下させる。従って、その上限を１．５％とする。
Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要になるが、１．５０％を越えた多量の添加は必要以上の強化とともに、靱性の著しい低下をもたらすために、その範囲を０．０２〜０．５０％以下とする。
【００３８】
Ｎｂ：Ｎｂは炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以下の添加ではその効果がなく、０．０５％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．０５％以下とする。
Ｖ：Ｖは、耐溝食性の向上および炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０１％以下の添加ではその効果がなく、０．１％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０１〜０．１％以下とする。
【００３９】
Ｂ：Ｂは一般に、固溶すると焼入れ性を増加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素である。従って、０．０００５％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の添加は、靱性の低下を招くために、その上限を０．００３０％とする。
さらに、本発明では、硫化物の形態制御のために、Ｃａ及びＲＥＭを１種又は２種選択的に添加することができる。
【００４０】
Ｃａ：Ｃａ及びＲＥＭは硫化物を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。Ｃａ，ＲＥＭはともに０．０００５％未満では、この効果が得られないので下限値を０．０００５％にした。逆に、０．００５０％を越えると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物個数が増加し、超微細なＭｇ含有酸化物の個数が低下するため、その上限を０．００５０％とする。
【００４１】
次に、本発明の電縫鋼管の製造方法について述べる。
本発明では、上述の成分を含有する鋼片を再加熱後、熱延して鋼板をなし、その後その鋼板を冷間成形し、溶接することで電縫鋼管とする。
本発明では、上記の鋼片の再加熱、圧延、冷却方法においては、当該分野において従来から適用されている方法を用いても電縫部の溝食性に関しては、何ら差し支えがないが、造管後に溶接ビート部を含む電縫部の局所加熱条件を規定することを要件とする。
【００４２】
電縫部の局所加熱条件：局所加熱温度は、７５０℃よりも低い温度では耐食性の向上に顕著な効果が見られず、一方１０５０℃を越えると溶接部近傍の機械的性質を低下させるために好ましくないため、７５０℃〜１０５０℃に規定する。また、その際の加熱時間は、２０分を越えると効果が飽和していたずらに生産性を低下させるばかりであるから、２０分以下とする。
【００４３】
【実施例】
次に、本発明の実施例について述べる。
（実施例１）
表１にその組成を示す電縫鋼管１〜１０（肉厚１０mm、外径３８０mm）を通常の電縫溶接プロセスで製造した。熱処理を行った条件は９５０℃で１０分である。これらの管から幅４０mm、長さ１００mmの試験片を採取して腐食試験に供した。試験片の採取に関しては、電縫部が幅方向の中央に位置するように採取した。腐食試験は淡水環境を想定した促進条件として空気を常時バブリングして飽和させた３％ＮａＣｌ水溶液中で試験溶液を１．５ｍ／ｓで流動させる過酷な条件下で、回転浸漬させる試験を２か月間行った。腐食試験結果を表１に併せて示した。
【００４４】
なお、電縫部の耐食性の評価はＲを母材部の平均腐食速度に対する電縫部の腐食速度の比とした。ここで、Ｒ値は、電縫部と母材部のそれぞれの平均の侵食深さを浸漬時間でわった平均腐食速度の比で表わす。
鋼１〜２２は本発明の例を示す。表１から明らかなように、これらの鋼板は、溶接ままでも熱処理を施してもＲが１．０２未満になっており電縫部の溝食性が抑制されている。鋼２３〜３６は本発明方法から逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼２３，２４，２５，２６，２７，２９，３０，３３，３４は基本成分の内いずれかの元素が、発明の用件を越えて添加されている例であり、鋼２８，３１ではＡｌとＴｉが下限値より小さい場合に相当する。鋼２３〜３４では電縫部のＣｕ，Ｍｎ，Ｓ等の耐食性が劣化する要因となる元素が不足している事により電縫部の溝食性が劣化されたものである。また、鋼３２はＭｇが無添加であり、鋼３５はＯ量が少ない。鋼３６〜３９ではＺｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｃｕが添加されていない。以上の比較例ではいずれも溝食性が劣化していることが分かる。特に、比較鋼の３３と３４に示すように、微細な酸化物が多く存在しているにも関わらず母材部の平均腐食速度に対する電縫部の腐食速度の比（Ｒ）が大きくなっているのは過剰のＭｇあるいはＯが添加された事に起因しているためである。
【００４５】
【表１】
0004351317.tif 000002
【００４６】
【表２】
0004351317.tif 000003
【００４７】
（実施例２）
転炉でＴｉ，Ｍｇ以外の合金を添加する。ＴｉおよびＭｇの添加は２次精錬で行う。Ｔｉを添加した１０分後（好ましくは３〜１０分）に金属ＭｇあるいはＭｇ合金を溶鋼中に吹き込む。さらに１０分後に連続鋳造を行い、スラブにする。スラブを例えば１２００℃に加熱し、中心部が１２００℃に到達した６０分後にスラブを抽出し、１０００〜１１００℃の温度域で１００mmまで粗圧延を行った後、８００から９５０℃の温度域で４mmまで仕上げ圧延を行う。その後水冷し、６５０℃で巻き取り、コイルとする。このコイルを造管し、電縫溶接を行う。この時の入熱量は例えば７８５kW、溶接速度は４６mm／min である。その後９２０℃の温度で電縫溶接部のみを加熱冷却し、電縫鋼管とした。これらの電縫鋼管を実施例１に記載した方法で腐食試験を行い、母材部の平均腐食速度に対する電縫部の腐食速度の比（Ｒ）が１．００と良好であった。
【００４８】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明鋼による電縫鋼管は電縫部選択腐食に対する抵抗性は極めて優れたものであり、湿潤環境等各種の配管に使用しても溝食性に優れた電縫鋼管を提供することが可能である。