(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材部と電縫溶接部を有する電縫鋼管であって、
母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０４０％以上０．５０％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．４０％以上３．０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、体積率で、フェライトが３０％超、ベイナイトが１０％以上を含有し、
該フェライトおよび該ベイナイトの体積率の合計が、７０％以上９５％以下であり、
残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上を有し、
隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、該結晶粒の平均結晶粒径が７．０μｍ未満であり、かつ結晶粒径で４０．０μｍ以上の結晶粒が体積率で３０％以下であり、
内外表面における管軸方向の圧縮残留応力の大きさが２５０ＭＰａ以下であり、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であり、鋼管の軸圧縮試験における座屈開始ひずみεｃ（％）が（１）式を満たす、電縫鋼管。
εｃ≧３５×ｔ／Ｄ  ・・・（１）
ただし、（１）式において、εｃは、軸圧縮試験において、圧縮荷重が最大になったときのひずみ量（％）、Ｄは外径（ｍｍ）、ｔは管厚（ｍｍ）である。
【請求項２】
前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｎｂ：０．１５％以下、
Ｖ：０．１５％以下、
Ｔｉ：０．１５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含む請求項１に記載の電縫鋼管。
【請求項３】
管厚が１７ｍｍ超３０ｍｍ以下である請求項１または２に記載の電縫鋼管。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の電縫鋼管の製造方法であって、
前記成分組成を有する熱延鋼板を冷間ロール成形により前記熱延鋼板を円筒状に成形した後電縫溶接して電縫鋼管とし、
該電縫鋼管に対して鋼管周長が０．３０％以上２．０％以下の割合で減少するように縮径する電縫鋼管の製造方法。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれかに記載の電縫鋼管の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、
加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、
粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下、かつ、９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上である熱間圧延を施し、
次いで、板厚中心温度で平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６５０℃以下で冷却し、
次いで、巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下で巻取り熱延鋼板とし、
次いで、冷間ロール成形により前記熱延鋼板を円筒状に成形した後電縫溶接して電縫鋼管とし、
該電縫鋼管に対して鋼管周長が０．３０％以上２．０％以下の割合で減少するように縮径する電縫鋼管の製造方法。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれかに記載の電縫鋼管を用いたラインパイプ。
【請求項７】
請求項１〜３のいずれかに記載の電縫鋼管を用いた建築構造物。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ラインパイプや建築構造物等に好適な電縫鋼管およびその製造方法、ならびに、ラインパイプおよび建築構造物に関する。
【背景技術】
【０００２】
電縫鋼管は、コイル状に巻き取られた熱延鋼板（鋼帯）を、連続的に払い出しながら冷間ロール成形して円筒状のオープン管とし、該オープン管の周方向突合せ部を高周波電気抵抗加熱により溶融させ、スクイズロールによるアプセットで圧接接合する電縫溶接を施し、サイジングロールにより所定の外径まで縮径することで製造される。【０００３】
電縫鋼管は、冷間で連続的に造管されるため生産性や形状精度が高い等の利点を有する。しかしながら、造管過程において加工硬化するため、素材となる熱延鋼板と比較して管長手方向の降伏比が高く、管の曲げ変形等における変形能が低いという欠点がある。【０００４】
また、電縫鋼管は、厚肉であるほど造管過程における加工硬化が大きくなる。このため、厚肉の電縫鋼管の場合は、造管後の降伏比が高くなり、変形能が低下する。【０００５】
そのため、ラインパイプや建築物の柱材のような、耐震性等の観点から耐座屈性が要求される大型構造物に対しては、厚肉の電縫鋼管を適用することは困難であった。【０００６】
例えば、特許文献１では、面積率で５０〜９２％のポリゴナルフェライトを含み、上記ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ以下であり、電縫溶接部の硬さがＨｖ１６０〜２４０であり、電縫溶接部の組織がベイナイト、細粒フェライト及びパーライト、又は、細粒フェライト及びベイナイトであることを特徴とする厚肉電縫鋼管が提案されている。【０００７】
また、特許文献２では、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が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特許第５２９３９０３号公報
【特許文献２】特許第６２６０７５７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献１および２に記載の熱延鋼板は、特に管厚が１７ｍｍを超えるような厚肉電縫鋼管の素材として使用した場合、造管後の降伏比が高くなり過ぎるため、大型構造物に適用される厚肉電縫鋼管の素材として用いることができなかった。【００１０】
本発明は上記の事情を鑑みてなされたものであって、ラインパイプや建築物の柱材等の大型構造物に好適な、高強度であり、かつ靱性および耐座屈性に優れた電縫鋼管およびその製造方法ならびにラインパイプおよび建築構造物を提供することを目的とする。【００１１】
なお、本発明でいう「高強度」とは、降伏応力が３８０ＭＰａ以上であることを指し、本発明でいう「靱性に優れた」とは、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であることを指す。また、本発明でいう「耐座屈性に優れた」とは、鋼管の軸圧縮試験における座屈開始ひずみεｃ（％）が（１）式を満たすことを指す。
εｃ≧３５×ｔ／Ｄ  ・・・（１）
ただし、（１）式において、εｃは、軸圧縮試験において、圧縮荷重が最大になったときのひずみ量（％）、Ｄは外径（ｍｍ）、ｔは管厚（ｍｍ）である。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは鋭意検討した結果、耐座屈性を満足するためには、電縫鋼管の管軸方向の降伏比（＝降伏応力／引張強さ×１００）を９０％以下とし、かつ管内外表面における管軸方向の圧縮残留応力の大きさを２５０ＭＰａ以下とする必要があることを見出した。すなわち、降伏比を低くして変形能を向上させるとともに、圧縮変形を助長する圧縮残留応力を低減することで、耐座屈性を高めることができる。【００１３】
さらに鋭意検討した結果、所望の降伏比を得るためには、鋼組織をフェライトとベイナイトの混合組織とし、残部組織を硬質なパーライト、マルテンサイト、オーステナイトの中から選択される１種または２種以上とする必要があることを見出した。【００１４】
しかし、このような鋼組織においては一部のベイナイトが極端に粗大化しやすく、これが靱性を大きく低下させるということも判明した。そのため、このような鋼組織を有する電縫鋼管において、所望の靱性を得るために、平均結晶粒径を規定するだけではなく、粗大な結晶粒の割合を低くすることも必要であることを見出した。【００１５】
本発明は以上の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］母材部と電縫溶接部を有する電縫鋼管であって、
母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０４０％以上０．５０％以下、
Ｓｉ：０．０２％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．４０％以上３．０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、体積率で、フェライトが３０％超、ベイナイトが１０％以上を含有し、
該フェライトおよび該ベイナイトの体積率の合計が、７０％以上９５％以下であり、
残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上を有し、
隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、該結晶粒の平均結晶粒径が７．０μｍ未満であり、かつ結晶粒径で４０．０μｍ以上の結晶粒が体積率で３０％以下であり、
内外表面における管軸方向の圧縮残留応力の大きさが２５０ＭＰａ以下である電縫鋼管。
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｎｂ：０．１５％以下、
Ｖ：０．１５％以下、
Ｔｉ：０．１５％以下
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含む［１］に記載の電縫鋼管。
［３］管厚が１７ｍｍ超３０ｍｍ以下である［１］または［２］に記載の電縫鋼管。
［４］軸圧縮特性が下記の式（１）を満足する［１］〜［３］のいずれかに記載の電縫鋼管。
εｃ≧３５×ｔ／Ｄ  ・・・（１）
ただし、（１）式において、εｃは、軸圧縮試験において、圧縮荷重が最大になったときのひずみ量（％）、Ｄは外径（ｍｍ）、ｔは管厚（ｍｍ）である。
［５］［１］または［２］に記載の成分組成を有する熱延鋼板を冷間ロール成形により前記熱延鋼板を円筒状に成形した後電縫溶接して電縫鋼管とし、
該電縫鋼管に対して鋼管周長が０．３０％以上２．０％以下の割合で減少するように縮径する電縫鋼管の製造方法。
［６］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を、
加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、
粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下、かつ、９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上である熱間圧延を施し、
次いで、板厚中心温度で平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６５０℃以下で冷却し、
次いで、巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下で巻取り熱延鋼板とし、
次いで、冷間ロール成形により前記熱延鋼板を円筒状に成形した後電縫溶接して電縫鋼管とし、
該電縫鋼管に対して鋼管周長が０．３０％以上２．０％以下の割合で減少するように縮径することを特徴とする電縫鋼管の製造方法。
［７］［１］〜［４］のいずれかに記載の電縫鋼管を用いたラインパイプ。
［８］［１］〜［４］のいずれかに記載の電縫鋼管を用いた建築構造物。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、高強度であり、かつ靱性および耐座屈性に優れた電縫鋼管を得ることが可能となる。また、本発明の電縫鋼管は、ラインパイプや建築構造物に好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】図１は、電縫鋼管の電縫溶接部の管周方向断面の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下に、本発明の電縫鋼管およびその製造方法について説明する。
【００１９】
まず、本発明において、電縫鋼管の母材部の成分組成を限定した理由について説明する。なお、特に断りがない限り、鋼組成を示す「％」は「質量％」である。
【００２０】
Ｃ：０．０４０％以上０．５０％以下
Ｃは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｃは、パーライトの生成を促進し、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成に寄与し、オーステナイトの安定化に寄与することから、硬質相の形成にも寄与する元素である。所望の強度および降伏比を確保するためには、０．０４０％以上のＣを含有することが必要である。しかしながら、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、硬質相の割合が高くなり靱性が低下し、また溶接性も悪化する。このため、Ｃ含有量は０．０４０％以上であり、０．５０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以上であり、好ましくは０．４０％以下である。より好ましくは０．１２％超であり、より好ましくは０．２５％以下である。
【００２１】
Ｓｉ：０．０２％以上２．０％以下
Ｓｉは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。このような効果を得るためには、０．０２％以上のＳｉを含有する。しかし、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、電縫溶接部に酸化物が生成しやすくなり、溶接部特性が低下する。また電縫溶接部以外の母材部の降伏比が高くなり、靱性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、好ましくは１．０％以下である。より好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．５０％以下である。Ｓｉ含有量は、さらに好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
【００２２】
Ｍｎ：０．４０％以上３．０％以下
Ｍｎは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Ｍｎはフェライト変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素である。本発明の所望の強度および組織を確保するためには、０．４０％以上のＭｎを含有することが必要である。しかしながら、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、電縫溶接部に酸化物が生成しやすくなり、溶接部特性が低下する。また、固溶強化および組織の微細化のため、降伏応力が高くなり、所望の降伏比が得られなくなる。このため、Ｍｎ含有量は０．４０％以上であり、３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以上であり、好ましくは２．５％以下である。より好ましくは０．６０％以上であり、より好ましくは２．０％以下である。
【００２３】
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、粒界に偏析し材料の不均質を招くため、不可避的不純物としてできるだけ低減することが好ましいが、０．１０％以下の含有量までは許容できる。このため、Ｐ含有量は０．１０％以下の範囲内とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。なお、特にＰの下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｐは０．００２％以上とすることが好ましい。
【００２４】
Ｓ：０．０５０％以下
Ｓは、鋼中では通常、ＭｎＳとして存在するが、ＭｎＳは、熱間圧延工程で薄く延伸され、延性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではＳをできるだけ低減することが好ましいが、０．０５０％以下の含有量までは許容できる。このため、Ｓ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。なお、特にＳの下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Ｓは０．０００２％以上とすることが好ましい。
【００２５】
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下
Ａｌは、強力な脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上のＡｌを含有することが必要である。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると溶接性が悪化するとともに、アルミナ系介在物が多くなり、表面性状が悪化する。また溶接部の靱性も低下する。このため、Ａｌ含有量は０．００５％以上であり、０．１０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、好ましくは０．０８０％以下である。より好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０７０％以下である。
【００２６】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、転位の運動を強固に固着することで靭性を低下させる作用を有する元素である。本発明では、Ｎはできるだけ低減することが望ましいが、Ｎの含有量は０．０１０％までは許容できる。このため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。
【００２７】
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ただし、不可避的不純物として、Ｏを０．００５０％以下含有してもよい。
【００２８】
上記の成分が本発明における電縫鋼管の基本の成分組成である。さらに、必要に応じて下記の元素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ができる。
【００２９】
Ｎｂ：０．１５％以下
Ｎｂ含有量が０．１５％を超えると降伏比が高くなり靱性が低下する。このため、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｎｂは、鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成することで鋼の強度向上に寄与する。また、Ｎｂは熱間圧延中のオーステナイトの粗大化を抑制することで組織の微細化にも寄与する元素である。上記した効果を得るため、Ｎｂを含有する場合は、０．００２％以上のＮｂを含有することが好ましい。より好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．１３％以下である。更に好ましくは０．０１０％以上であり、更に好ましくは０．１０％以下である。
【００３０】
Ｖ：０．１５％以下
Ｖ含有量が０．１５％を超えると降伏比が高くなり靱性が低下する。このため、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｖは、鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成することで鋼の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｖを含有する場合は、０．００２％以上のＶを含有することが好ましい。より好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．１３％以下である。更に好ましくは０．０１０％以上であり、更に好ましくは０．１０％以下である。
【００３１】
Ｔｉ：０．１５％以下
Ｔｉ含有量が０．１５％を超えると降伏比が高くなり靱性が低下する。このため、Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｔｉは、鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成することで鋼の強度向上に寄与する元素である。また、ＴｉはＮとの親和性が高いため鋼中の固溶Ｎの低減にも寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｔｉを含有する場合は、０．００２％以上のＴｉを含有することが好ましい。より好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．１３％以下である。更に好ましくは０．０１０％以上であり、更に好ましくは０．１０％以下である。
【００３２】
Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下
Ｃｕ、Ｎｉは、靱性の低下および溶接性の悪化を招く恐れがある。よって、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、それぞれＣｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下とすることが好ましい。また、Ｃｕ、Ｎｉは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。上記した効果を得るため、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、それぞれＣｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくはＣｕ：０．０５％以上であり、より好ましくはＣｕ：０．７０％以下、より好ましくはＮｉ：０．１０％以上であり、より好ましくはＮｉ：０．７０％以下である。更に好ましくは、Ｃｕ：０．１０％以上であり、更に好ましくはＣｕ：０．５０％以下、更に好ましくはＮｉ：０．１０％以上であり、更に好ましくはＮｉ：０．５０％以下である。
【００３３】
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下
Ｃｒ、Ｍｏは、靱性の低下および溶接性の悪化を招く恐れがある。よって、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下とすることが好ましい。また、Ｃｒ、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、それぞれＣｒ：０．０１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくはＣｒ：０．０５％以上であり、より好ましくはＣｒ：０．７０％以下、より好ましくはＭｏ：０．０５％以上であり、より好ましくはＭｏ：０．７０％以下である。更に好ましくは、Ｃｒ：０．１０％以上であり、更に好ましくはＣｒ：０．５０％以下、更に好ましくはＭｏ：０．１０％以上であり、更に好ましくはＭｏ：０．５０％以下である。
【００３４】
Ｃａ：０．０１０％以下
Ｃａ含有量が０．０１０％を超えると鋼中にＣａ酸化物クラスターが形成され、靱性が悪化する。このため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。また、Ｃａは、熱間圧延工程で薄く延伸されるＭｎＳ等の硫化物を球状化することで鋼の靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｃａを含有する場合は、０．０００５％以上のＣａを含有することが好ましい。より好ましくは０．０００８％以上であり、より好ましくは０．００８％以下である。更に好ましくは０．００１０％以上であり、更に好ましくは０．００６０％以下である。
【００３５】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂ含有量が０．００５０％を超えると降伏比が上昇し、靱性が悪化する。このため、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。また、Ｂは、フェライト変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。上記した効果を得るため、Ｂを含有する場合は、０．０００３％以上のＢを含有することが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００３０％以下である。更に好ましくは０．０００８％以上であり、更に好ましくは０．００２０％以下である。
【００３６】
次に、本発明の電縫鋼管の鋼組織を限定した理由について説明する。
【００３７】
本発明の電縫鋼管の鋼組織は、鋼組織全体に対して、体積率で、フェライトが３０％超、ベイナイトが１０％以上であり、フェライトおよびベイナイトの合計が、７０％以上９５％以下であり、残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上を有する。隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、結晶粒の平均結晶粒径（平均円相当径）が７．０μｍ未満であり、かつ結晶粒径（円相当径）で４０．０μｍ以上の結晶粒が、鋼組織全体に対して、体積率で３０％以下である。
【００３８】
なお、本発明において、結晶粒径（円相当径）とは、対象となる結晶粒と面積が等しい円の直径とする。また、鋼組織は、電縫溶接部を除く、母材部の管厚中央におけるものとする。
【００３９】
フェライトの体積率：３０％超、ベイナイトの体積率：１０％以上、フェライトおよびベイナイトの体積率の合計：７０％以上９５％以下
フェライトは軟質な組織であり、他の硬質な組織と混合させることで、鋼の降伏比を低くする。このような効果により本発明の所望の降伏比を得るためには、フェライトの体積率は３０％を超える必要がある。好ましくは、フェライトの体積率は４０％以上である。また、所望の降伏応力を確保するため、フェライトの体積率は７０％未満とすることが好ましく、より好ましくは６０％以下である。
【００４０】
ベイナイトは中間的な硬さを有する組織であり、鋼の強度を上昇させる。上記したフェライトだけでは所望の降伏応力および引張強さが得られないため、ベイナイトの体積率は１０％以上とすることが必要である。好ましくは、ベイナイトの体積率は１５％以上である。また、所望の降伏比を確保するため、ベイナイトの体積率は４０％未満とすることが好ましく、より好ましくは３５％以下である。
【００４１】
なお、フェライトとベイナイトの体積率の合計が７０％未満であると、本発明の所望の降伏比または靭性が得られない。一方、フェライトとベイナイトの体積率の合計が９５％を超えると、本発明の所望の降伏応力および降伏比が得られない。このため、上記のフェライトおよびベイナイトの各々の体積率に加えて、フェライトとベイナイトの体積率の合計を７０％以上とし、９５％以下とすることが必要である。好ましくは７５％以上であり、好ましくは９３％以下である。
【００４２】
残部：パーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上
パーライト、マルテンサイト、およびオーステナイトは硬質な組織であり、特に鋼の引張強さを上昇させるとともに、軟質なフェライトと混合させることで鋼の降伏比を低くする。このような効果を得るためには、パーライト、マルテンサイト、およびオーステナイトは、各体積率の合計で５％以上とすることが好ましく、３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは７％以上であり、より好ましくは２５％以下である。残部組織は、上記のパーライト、マルテンサイト、およびオーステナイトから選択される１種または２種以上からなる組織であっても良い。
【００４３】
なお、フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイト、およびオーステナイトの体積率は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
【００４４】
隣り合う結晶の方位差（結晶方位差）が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、結晶粒の平均結晶粒径：７．０μｍ未満、結晶粒径で４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率：３０％以下
上述のとおり、本発明の鋼組織は、本発明の所望の低降伏比、降伏応力を得るために、軟質組織と硬質組織を混合させた鋼（以下、「複合組織鋼」と称する）とする。しかし、複合組織鋼は、単一組織鋼と比較して靱性が低い。そこで、本発明では、上記の機械特性と優れた靱性を両立するため、結晶方位差が１５°以上の境界によって囲まれた領域を結晶粒としたときの、結晶粒の平均結晶粒径の上限を規定する。結晶粒の平均結晶粒径が７．０μｍ以上の場合、フェライト粒が十分に微細でないため、所望の降伏応力および靱性が得られない。結晶粒の平均結晶粒径は、好ましくは６．０μｍ未満である。平均結晶粒径が減少すると降伏比が上昇するため、低降伏比の観点から、平均結晶粒径は２．０μｍ以上が好ましい。より好ましくは４．０μｍ以上である。
【００４５】
一般に、単一組織鋼または単一組織鋼に近い鋼の結晶粒径分布は、１つのピークを持ち、かつ変数の大きい側に大きく広がり変数の小さい側に限りがある正規対数分布に従う。しかし、本発明のように、フェライトとベイナイトを含む複合組織鋼における結晶粒径分布では、粗大粒側にベイナイトのピークが新たに出現することが分かった。
【００４６】
具体的には、本発明の鋼組織、すなわちフェライトの体積率が３０％超、ベイナイトの体積率が１０％以上である複合組織鋼では、結晶粒径分布において粗大粒側にベイナイトのピークが新たに出現する。これは、粗大なベイナイトが混在することを示す。粗大なベイナイトが混在することは、靱性を大きく悪化させる原因となる。その結果、複合組織鋼において、最大結晶粒径の上限を規定しても、粗大なベイナイトが存在する割合を低く抑えることができない。そのため、良好な靱性を得るためには、粗大な結晶粒が存在する割合の上限も規定する必要がある。
【００４７】
ベイナイトは、方位差の大きい境界（オーステナイト粒界や、転位の集積により形成されたサブバウンダリー）を超えて成長しない。そのため、上記の粗大なベイナイトの生成を抑制するには、熱間圧延における仕上圧延をできるだけ低温で行い、オーステナイトに多量の転位を導入してサブバウンダリー面積を増加させ、微細なサブグレイン構造（以下、「微細化」とも呼ぶ。）を形成することが特に有効である。
【００４８】
本発明における鋼管の靱性は、脆性破壊の抵抗となる粒界の総面積を増加させることで向上する。本発明では、予備実験により、結晶粒径が４０．０μｍ以上の粗大な結晶粒が体積率で３０％を超えると、必要な靱性を得るのに十分な粒界面積を確保できないことを新たに知見した。よって、本発明では、上記した結晶粒の平均結晶粒径を７.０μｍ未満とし、さらに、結晶粒径が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率を３０％以下とする。好ましくは、結晶粒径が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率を２０％以下とする。
【００４９】
なお、結晶方位差、平均結晶粒径、および結晶粒径が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率は、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法によって測定することが可能である。ここでは、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
【００５０】
本発明では、管厚中央を中心として管厚方向に±１．０ｍｍの範囲内に、上述の鋼組織が存在していても同様に上述の効果は得られる。そのため、本発明において「管厚中央における鋼組織」とは、管厚中央を中心として管厚方向に±１．０ｍｍの範囲のいずれかにおいて、上述の鋼組織が存在していることを意味する。
【００５１】
次に、本発明の電縫鋼管の圧縮残留応力の大きさを限定した理由について説明する。
【００５２】
本発明の電縫鋼管は、内外表面における管軸方向の圧縮残留応力の大きさが２５０ＭＰａ以下である。管の圧縮残留応力が２５０ＭＰａを超えると、軸方向の圧縮変形、あるいは曲げ変形時の曲げ内側の圧縮変形に対する剛性が低下し、座屈が容易に発生する。そのため、管内外表面における管軸方向の圧縮残留応力の大きさは２５０ＭＰａ以下とする。より好ましくは２００ＭＰａ以下である。
【００５３】
本発明の電縫鋼管は、軸圧縮特性が下記の式（１）を満足することが好ましい。
εｃ≧３５×ｔ／Ｄ  ・・・（１）
ただし、（１）式において、εｃは、軸圧縮試験において、圧縮荷重が最大になったときのひずみ量（％）、Ｄは外径（ｍｍ）、ｔは管厚（ｍｍ）である。
【００５４】
次に、本発明の一実施形態における電縫鋼管の製造方法を説明する。
【００５５】
本発明の電縫鋼管は、例えば、上記した成分組成を有する熱延鋼板を冷間ロール成形により熱延鋼板を円筒状に成形した後電縫溶接して電縫鋼管とし、電縫鋼管に対して鋼管周長が０．３０％以上２．０％以下の割合で減少するように縮径する。もしくは、本発明の電縫鋼管は、例えば、上記した成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下、かつ、９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上である熱間圧延を施し、次いで、板厚中心温度で平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６５０℃以下で冷却し、次いで、巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下で巻取り熱延鋼板とし、次いで、冷間ロール成形により前記熱延鋼板を円筒状に成形した後電縫溶接して電縫鋼管とし、電縫鋼管に対して鋼管周長が０．３０％以上２．０％以下の割合で減少するように縮径することで得られる。
【００５６】
なお、以下の製造方法の説明において、温度に関する「℃」表示は、特に断らない限り、鋼素材や鋼板（熱延板）の表面温度とする。これらの表面温度は、放射温度計等で測定することができる。また、鋼板板厚中心の温度は、鋼板断面内の温度分布を伝熱解析により計算し、その結果を鋼板の表面温度によって補正することで求めることができる。また、「熱延鋼板」には、熱延板、熱延鋼帯も含むものとする。
【００５７】
本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の溶製方法のいずれもが適合する。鋳造方法も特に限定されないが、連続鋳造法等の公知の鋳造方法により、所望寸法に製造される。なお、連続鋳造法に代えて、造塊−分塊圧延法を適用しても何ら問題はない。溶鋼にはさらに、取鍋精錬等の二次精錬を施してもよい。
【００５８】
次いで、得られた鋼素材（鋼スラブ）を、加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下に加熱した後、粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下とする粗圧延を施し、仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下とする仕上圧延を施し、かつ、９３０℃以下での合計圧下率：６５％以上である熱間圧延を施して熱延鋼板とする。
【００５９】
加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
加熱温度が１１００℃未満である場合、被圧延材の変形抵抗が大きくなり圧延が困難となる。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、後の圧延（粗圧延、仕上圧延）において微細なオーステナイト粒が得られず、本発明における電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径を確保することが困難となる。また、粗大なベイナイトの生成を抑制することが困難となり、結晶粒径が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率を、本発明の範囲に制御することが難しくなる。このため、熱間圧延工程における加熱温度は、１１００℃以上であり、１３００℃以下とする。好ましくは１１２０℃以上であり、好ましくは１２８０℃以下である。
【００６０】
なお、本発明では、鋼スラブ（スラブ）を製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する、これらの直送圧延の省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００６１】
粗圧延終了温度：８５０℃以上１１５０℃以下
粗圧延終了温度が８５０℃未満である場合、後の仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、多量の加工フェライトが生成し、降伏比が上昇する。一方、粗圧延終了温度が１１５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、本発明の所望の電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径を確保することが困難となる。また、粗大なベイナイトの生成を抑制することが困難となる。このため、粗圧延終了温度は、８５０℃以上であり、１１５０℃以下とする。好ましくは８６０℃以上であり、好ましくは１０００℃以下である。
【００６２】
仕上圧延終了温度：７５０℃以上８５０℃以下
仕上圧延終了温度が７５０℃未満である場合、仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、多量の加工フェライトが生成し、降伏比が上昇する。一方、仕上圧延終了温度が８５０℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、本発明の電縫鋼管の鋼組織の平均結晶粒径を確保することが困難となる。また、粗大なベイナイトの生成を抑制することが困難となる。このため、仕上圧延終了温度は、７５０℃以上であり、８５０℃以下とする。好ましくは７７０℃以上であり、好ましくは８３０℃以下である。
【００６３】
９３０℃以下の合計圧下率：６５％以上
本発明では、熱間圧延工程においてオーステナイト中のサブグレインを微細化することで、続く冷却工程、巻取工程で生成するフェライト、ベイナイトおよび残部組織を微細化し、所望の強度および靱性を有する電縫鋼管の鋼組織を得られる。熱間圧延工程においてオーステナイト中のサブグレインを微細化するためには、オーステナイト未再結晶温度域での圧下率を高くし、十分な加工ひずみを導入する必要がある。これを達成するため、本発明では、９３０℃以下での合計圧下率を６５％以上とした。
【００６４】
９３０℃以下での合計圧下率が６５％未満である場合、熱間圧延工程において十分な加工ひずみを導入することができないため、本発明の所望の結晶粒径を有する組織が得られない。９３０℃以下での合計圧下率は、好ましくは７０％以上である。特に上限は規定しないが、８０％を超えると圧下率の上昇に対する靱性向上の効果が小さくなり、設備負荷が増大するのみとなる。このため、９３０℃以下での合計圧下率は８０％以下が好ましい。より好ましくは７５％以下である。
【００６５】
なお、９３０℃以下としたのは、９３０℃超では熱間圧延工程においてオーステナイトが再結晶し、圧延により導入された転位が消失してしまい、微細なオーステナイトが得られないためである。
【００６６】
また、上記した合計圧下率とは、９３０℃以下での温度域における各圧延パスの圧下率の合計をさす。
【００６７】
なお、スラブを熱間圧延するに際し、上記した粗圧延および仕上圧延の両方において９３０℃以下での合計圧下率を６５％以上とする熱間圧延としても良い。あるいは、仕上圧延のみで９３０℃以下での合計圧下率を６５％以上とする熱間圧延としても良い。後者において、仕上圧延のみで９３０℃以下での合計圧下率を６５％以上とすることができない場合には、粗圧延の途中でスラブを冷却して温度を９３０℃以下とした後、粗圧延と仕上圧延の両方における９３０℃以下での合計圧下率を６５％以上とする。
【００６８】
本発明では、仕上板厚（仕上圧延後の鋼板の板厚）の上限は特に規定しないが、必要圧下率の確保や鋼板温度管理の観点より、仕上板厚は１７ｍｍ超３０ｍｍ以下とすることが好ましい。
【００６９】
熱間圧延工程後、熱延板に冷却工程を施す。冷却工程では、冷却停止温度までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下、冷却停止温度：４５０℃以上６５０℃以下で冷却する。
【００７０】
冷却開始から冷却停止（冷却終了）までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ以下
熱延板の板厚中心温度で、冷却開始から後述する冷却停止までの温度域における平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、フェライトの核生成頻度が減少し、フェライト粒が粗大化するため、平均結晶粒径を７．０μｍ未満とすることができない。また、結晶粒径が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率を、本発明の所望の範囲に制御することが困難となる。一方で、平均冷却速度が３０℃／ｓを超えると、多量のマルテンサイトが生成し、フェライトとベイナイトの体積率の合計が７０％未満となる。平均冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以上であり、好ましくは２５℃／ｓ以下である。
【００７１】
なお、本発明では、冷却前の鋼板表面におけるフェライト生成抑制の観点より、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始することが好ましい。
【００７２】
冷却停止温度：４５０℃以上６５０℃以下
熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が４５０℃未満では、多量のマルテンサイトが生成し、フェライトとベイナイトの体積率の合計が７０％未満となる。一方で、冷却停止温度が６５０℃を超えると、フェライトの核生成頻度が減少し、フェライト粒が粗大化するとともに、ベイナイト変態開始温度を上回るためベイナイトの体積率を１０％以上とすることができない。冷却停止温度は、好ましくは４８０℃以上であり、また、好ましくは６２０℃以下である。
【００７３】
なお、本発明において、平均冷却速度は、特に断らない限り、（（冷却前の熱延板の板厚中心温度−冷却後の熱延板の板厚中心温度）／冷却時間）で求められる値（冷却速度）とする。冷却方法は、ノズルからの水の噴射等の水冷や、冷却ガスの噴射による冷却等が挙げられる。本発明では、熱延板の両面が同条件で冷却されるように、熱延板両面に冷却操作（処理）を施すことが好ましい。
【００７４】
冷却工程後に、熱延板を巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下で巻取り、その後放冷する巻取工程を施す。
巻取工程では、鋼板組織の観点より、巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下で巻取る。巻取温度が４５０℃未満では、多量のマルテンサイトが生成し、フェライトとベイナイトの体積率の合計が７０％未満となる場合がある。巻取温度が６５０℃超えでは、フェライトの核生成頻度が減少し、フェライト粒が粗大化するとともに、ベイナイト変態開始温度を上回るためベイナイトの体積率を１０％以上とすることができない場合がある。巻取温度は、好ましくは４８０℃以上であり、好ましくは６２０℃以下である。
【００７５】
巻取工程後に、造管工程を施す。造管工程では、熱延鋼板をロール成形により円筒状のオープン管（丸型鋼管）とし、オープン管の周方向突合せ部を高周波電気抵抗加熱により溶融させながら、スクイズロールによるアプセットで圧接接合して電縫溶接し、電縫鋼管とする。その後、電縫鋼管に対して上下左右に配置されたロールにより電縫鋼管を縮径し、外径を所望の値に調整するサイジング処理を行う。
【００７６】
電縫溶接時のアプセット量は、靱性低下の原因となる酸化物や窒化物等の介在物を溶鋼とともに排出できるように、板厚の２０％以上とすることが好ましい。ただし、アプセット量が板厚の１００％超である場合、スクイズロール負荷が大きくなる。そのため、アプセット量は、板厚の２０％以上とすることが好ましく、また板厚の１００％以下とすることが好ましい。より好ましくは４０％以上であり、より好ましくは８０％以下である。
【００７７】
電縫溶接後のサイジング工程においては、本発明の所望の管軸方向の残留応力を満足するため、鋼管周長がサイジング工程における全スタンドの合計で０．３０％以上の割合で減少するように鋼管を縮径する必要がある。ただし、鋼管周長が合計で２．０％超の割合で減少するように縮径した場合、ロール通過時の管軸方向の曲げ量が大きくなり、縮径後の管軸方向の残留応力がかえって上昇してしまう。さらに、鋼管が大きく加工硬化するため延性が低下し、耐座屈性能が低下してしまう。このため、鋼管周長が０．３０％以上２．０％以下の割合で減少するように縮径する。好ましくは０．５０％以上であり、好ましくは１．８％以下である。
【００７８】
なお、サイジング工程においては、ロール通過時の管軸方向の曲げ量を極力小さくし、管軸方向の残留応力の発生を抑制するため、複数スタンドによる多段階の縮径を行うことが好ましく、各スタンドにおける縮径は、管周長が１．０％以下の割合で減少するように行うことが好ましい。
【００７９】
また、鋼管が電縫鋼管であるかどうかは、電縫鋼管を管軸方向と垂直に切断し、溶接部（電縫溶接部）を含む切断面を研磨後腐食し、光学顕微鏡で観察することにより判断できる。溶接部（電縫溶接部）の溶融凝固部の管周方向の幅が、管全厚にわたり１．０μｍ以上１０００μｍ以下であれば、電縫鋼管である。
【００８０】
ここで、腐食液は鋼成分、鋼管の種類に応じて適切なものを選択すればよい。また、溶融凝固部は、図１に示す腐食後の断面模式図のように、母材部１および溶接熱影響部２と異なる組織形態やコントラストを有する領域（溶融凝固部３）として視認できる。例えば、炭素鋼および低合金鋼の電縫鋼管の溶融凝固部は、ナイタールで腐食した断面において、光学顕微鏡で白く観察される領域として特定できる。また、炭素鋼および低合金鋼のＵＯＥ鋼管の溶融凝固部は、ナイタールで腐食した断面において、光学顕微鏡でセル状またはデンドライト状の凝固組織を含有する領域として特定できる。
【００８１】
以上により、本発明の電縫鋼管が製造される。本発明の電縫鋼管は、特に管厚が１７ｍｍ超３０ｍｍ以下であっても、優れた耐座屈性能を発揮する。また、高い強度、優れた靱性も兼ね備える。
【００８２】
また、本発明の電縫鋼管は、ラインパイプや土木建築構造物の柱材のような、耐震性等の観点から耐座屈性が要求される大型構造物に対して好適に用いることができる。
【実施例】
【００８３】
以下、実施例に基づいて、さらに本発明を詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。【００８４】
表１に示す成分組成を有する溶鋼を溶製し、スラブとした。得られたスラブを表２に示す条件の熱間圧延工程、冷却工程、巻取工程を施して、表２に示す仕上板厚（ｍｍ）の電縫鋼管用熱延鋼板とした。【００８５】
巻取工程後、熱延鋼板をロール成形により円筒状の丸型鋼管に成形し、その突合せ部分を電縫溶接した。その後、丸型鋼管の上下左右に配置したロールにより縮径を加え、表２に示す外径（ｍｍ）および管厚（ｍｍ）の電縫鋼管を得た。【００８６】
得られた電縫鋼管から管軸方向に１８００ｍｍの長さを有する電縫鋼管を採取して、管軸方向の残留応力測定および軸圧縮試験に供した。【００８７】
また、得られた電縫鋼管から試験片を採取して、以下に示す組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験を実施した。各種の試験片は、電縫溶接部から管周方向に９０°離れた母材部から採取した。【００８８】
〔残留応力測定〕
残留応力の測定は、電縫鋼管の長手中央部の内外表面をそれぞれ１００μｍ電解研磨した面において、Ｘ線回折法により行った。測定する残留応力方向は管軸方向とした。測定は、電縫溶接部およびそれを基準とした管周方向３０度間隔の各位置において、電縫鋼管１本あたり２４箇所で行った。それら２４箇所での測定結果から、圧縮残留応力の大きさの最大値を求めた。【００８９】
〔組織観察〕
組織観察は、光学顕微鏡（倍率：１０００倍）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ、倍率：１０００倍）を用いて、管外面から管厚ｔの１／４ｔ位置における組織を観察し、撮像した。得られた光学顕微鏡像およびＳＥＭ像から、フェライト、パーライト、ベイナイトおよび残部組織の面積率を求めた。【００９０】
各組織の面積率は、５視野以上で観察を行い、各視野で得られた値の平均値として算出した。ここでは、組織観察により得られた面積率を、各組織の体積率とした。【００９１】
なお、フェライトは拡散変態による生成物のことであり、転位密度が低くほぼ回復した組織を呈する。ポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトがこれに含まれる。ベイナイトは転位密度が高いラス状のフェライトとセメンタイトの複相組織である。パーライトは、鉄と鉄炭化物の共析組織（フェライト＋セメンタイト）であり、線状のフェライトとセメンタイトが交互に並んだラメラ状の組織を呈する。マルテンサイトは、転位密度が非常に高いラス状の低温変態組織である。ＳＥＭ像では、フェライトやベイナイトと比較して明るいコントラストを示す。【００９２】
また、光学顕微鏡像およびＳＥＭ像ではマルテンサイトとオーステナイトの識別が難しい。このため、得られたＳＥＭ像からマルテンサイトあるいはオーステナイトとして観察された組織の面積率を測定し、それから後述する方法で測定したオーステナイトの体積率を差し引いた値をマルテンサイトの体積率とした。【００９３】
オーステナイトの体積率の測定は、Ｘ線回折により行った。組織観察用の試験片は、回折面が鋼管の管外面から管厚ｔの１／４ｔ位置となるように研削した後、化学研磨をして表面加工層を除去して作製した。測定にはＭｏのＫα線を使用し、ｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）面の積分強度からオーステナイトの体積率を求めた。【００９４】
また、平均結晶粒径（平均円相当径）および結晶粒径（円相当径）が４０．０μｍ以上の結晶粒の体積率は、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法を用いて測定した。結晶粒径は、隣接する結晶粒の間の方位差を求め、方位差が１５°以上の境界を結晶粒界として測定した。得られた結晶粒界から粒径の算術平均を求めて、平均結晶粒径とした。測定領域は５００μｍ×５００μｍ、測定ステップサイズは０．５μｍとした。なお、結晶粒径解析においては、結晶粒径が２．０μｍ未満のものは測定ノイズとして解析対象から除外し、得られた面積率が体積率と等しいとした。【００９５】
〔引張試験〕
引張試験は、引張方向が管長手方向と平行になるように、ＪＩＳ５号の引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の規定に準拠して実施した。降伏応力ＹＳ（ＭＰａ）、引張強さＴＳ（ＭＰａ）を測定し、（ＹＳ／ＴＳ）×１００で定義される降伏比ＹＲ（％）を算出した。ただし、降伏応力ＹＳは、公称ひずみ０．５％における流動応力とした。【００９６】
〔シャルピー衝撃試験〕
シャルピー衝撃試験は、得られた電縫鋼管の板厚中央から、試験片長手方向が管周方向（管長手方向と垂直）となるように、Ｖノッチ試験片を採取した。ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２の規定に準拠して−４０℃において試験を実施し、吸収エネルギーを求めた。試験本数は各３本とし、それらの吸収エネルギーの平均値を電縫鋼管の吸収エネルギーとした。【００９７】
〔軸圧縮試験〕
鋼管の両端に耐圧板を取り付け、大型圧縮試験装置により軸圧縮試験を実施した。圧縮荷重が最大になったときのひずみ量を、座屈開始ひずみεｃ（％）とした。座屈開始ひずみεｃ（％）が（１）式を満たすものを合格とした。
εｃ≧３５×ｔ／Ｄ  ・・・（１）
ただし、（１）式において、Ｄは外径（ｍｍ）、ｔは管厚（ｍｍ）である。【００９８】
得られた結果を表３に示す。【００９９】
【表１】
0006947333.tif 000002
【０１００】
【表２】
0006947333.tif 000003
【０１０１】
【表３】
0006947333.tif 000004
表３中、鋼管Ｎｏ．１〜３、１２は本発明例であり、鋼管Ｎｏ．４〜１１は比較例である。【０１０２】
本発明例の電縫鋼管の成分組成は、いずれもＣ：０．０４０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上２．０％以下、Ｍｎ：０．４０％以上３．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織は、体積率で、フェライトが３０％超、ベイナイトが１０％以上であり、フェライトおよびベイナイトの合計が、７０％以上９５％以下であり、残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される１種または２種以上からなり、結晶粒の平均結晶粒径（平均円相当径）が７．０μｍ未満であり、かつ結晶粒径（円相当径）で４０．０μｍ以上の結晶粒が体積率で３０％以下であり、内外表面における管軸方向の圧縮残留応力の大きさが２５０ＭＰａ以下であった。【０１０３】
また、これらの本発明例の機械的特性は、いずれも降伏応力が４５０ＭＰａ以上であり、降伏比が９０％以下であり、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であり、座屈開始ひずみεｃが（１）式を満たしていた。【０１０４】
一方、比較例の鋼管Ｎｏ．４は、Ｃの含有量が本発明の範囲を上回っていたため、フェライトとベイナイトの合計の体積率が所望の値に達しなかった。その結果、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。【０１０５】
比較例の鋼管Ｎｏ．５は、Ｃの含有量が本発明の範囲を下回っていたため、降伏応力および降伏比が所望の値に達しなかった。【０１０６】
比較例の鋼管Ｎｏ．６は、Ｓｉの含有量が本発明の範囲を上回っていたため、降伏比および−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。【０１０７】
比較例の鋼管Ｎｏ．７は、Ｓｉの含有量が本発明の範囲を下回っていたため、降伏応力が所望の値に達しなかった。【０１０８】
比較例の鋼管Ｎｏ．８は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲を上回っていたため、降伏比が所望の値に達しなかった。【０１０９】
比較例の鋼管Ｎｏ．９は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲を下回っていたため、結晶粒の平均結晶粒径および４０．０μｍ以上の結晶粒の合計の体積率が所望の値に達しなかった。その結果、降伏応力および−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。【０１１０】
比較例の鋼管Ｎｏ．１０は、９３０℃以下での合計圧下率が低かったため、４０．０μｍ以上の結晶粒の合計の体積率が所望の値に達しなかった。その結果、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが所望の値に達しなかった。【０１１１】
比較例の鋼管Ｎｏ．１１は、サイジング工程における縮径の割合が低かったため、圧縮残留応力の大きさが所望の値に達しなかった。その結果、座屈開始ひずみが所望の値に達しなかった。
【符号の説明】
【０１１２】
１  母材部
２  溶接熱影響部
３  溶融凝固部
【図１】
0006947333.tif 000005