(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2023144844
(43)【公開日】2023-10-11
(54)【発明の名称】スパイラル鋼管及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20231003BHJP
C21D 8/02 20060101ALI20231003BHJP
C22C 38/14 20060101ALI20231003BHJP
C22C 38/38 20060101ALI20231003BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Z
C21D8/02 B
C22C38/14
C22C38/38
【審査請求】未請求
【請求項の数】5
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022052009
(22)【出願日】2022-03-28
(71)【出願人】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100099759
【弁理士】
【氏名又は名称】青木 篤
(74)【代理人】
【識別番号】100123582
【弁理士】
【氏名又は名称】三橋 真二
(74)【代理人】
【識別番号】100187702
【弁理士】
【氏名又は名称】福地 律生
(74)【代理人】
【識別番号】100162204
【弁理士】
【氏名又は名称】齋藤 学
(74)【代理人】
【識別番号】100195213
【弁理士】
【氏名又は名称】木村 健治
(72)【発明者】
【氏名】大類 卓
(72)【発明者】
【氏名】藤山 直人
(72)【発明者】
【氏名】伊藤 惟史
【テーマコード（参考）】
4K032
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA02
4K032AA04
4K032AA08
4K032AA11
4K032AA14
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA21
4K032AA22
4K032AA23
4K032AA26
4K032AA27
4K032AA29
4K032AA31
4K032AA35
4K032AA36
4K032BA01
4K032BA03
4K032CA02
4K032CA03
4K032CB01
4K032CB02
4K032CC04
4K032CD02
4K032CD03
4K032CD05
4K032CE01
4K032CE02
(57)【要約】
【課題】本発明は、５７０ＭＰａ級スパイラル鋼管において、ＮｉやＭｏを削減することを前提に強度低下はある程度許容しつつも、靭性を向上させることで要求仕様を満足させることを課題とする。
【解決手段】靭性を悪化させるマルテンサイトを含まず、ベイニティックフェライト単相もしくは主体（９０％以上）の組織にすることにより一定の強度を担保しつつ靭性を向上させた。さらに、製造条件のゆらぎのため一部にパーライトやポリゴナルフェライト生成することによる靭性低下を補償するため、ベイニティックフェライトの結晶粒を微細化させた。
【選択図】なし
【解決手段】靭性を悪化させるマルテンサイトを含まず、ベイニティックフェライト単相もしくは主体（９０％以上）の組織にすることにより一定の強度を担保しつつ靭性を向上させた。さらに、製造条件のゆらぎのため一部にパーライトやポリゴナルフェライト生成することによる靭性低下を補償するため、ベイニティックフェライトの結晶粒を微細化させた。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
スパイラル状に巻かれた鋼鈑の幅方向端面同士を溶接したスパイラル鋼管であって、鋼管母材の成分が、質量％で、
Ｃ：０．０５～０．１０％、
Ｓｉ：０～０．５５％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０３５％以下、
Ａｌ：０～０．０３５％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％、
Ｔｉ：０～０．０２０％、
Ｎ：０～０．００４５％を含み、
Ｎｂ＋Ｔｉ：０．０８％以下であって、
残部：Ｆｅ及び不純物であって、
鋼管母材の板厚方向中央部での組織が、ポリゴナルフェライト及びパーライトの合計面積率が１０％以下で残部がベイニティックフェライトであり、
前記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下であることを特徴とするスパイラル鋼管。
Ｃ：０．０５～０．１０％、
Ｓｉ：０～０．５５％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０３５％以下、
Ａｌ：０～０．０３５％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％、
Ｔｉ：０～０．０２０％、
Ｎ：０～０．００４５％を含み、
Ｎｂ＋Ｔｉ：０．０８％以下であって、
残部：Ｆｅ及び不純物であって、
鋼管母材の板厚方向中央部での組織が、ポリゴナルフェライト及びパーライトの合計面積率が１０％以下で残部がベイニティックフェライトであり、
前記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下であることを特徴とするスパイラル鋼管。
【請求項2】
さらに前記成分が、質量％で、
Ｏ：０～０．００５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．００２０％、
Ｖ：０～０．０６０％、及び
Ｍｇ：０～０．０１００％からなる群から選択される１種以上の元素を含有し、
Ｖを含有する場合は、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０．０８％以下である請求項１に記載のスパイラル鋼管。
Ｏ：０～０．００５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．００２０％、
Ｖ：０～０．０６０％、及び
Ｍｇ：０～０．０１００％からなる群から選択される１種以上の元素を含有し、
Ｖを含有する場合は、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０．０８％以下である請求項１に記載のスパイラル鋼管。
【請求項3】
前記鋼管母材の板厚が６～２５ｍｍである請求項１または２に記載のスパイラル鋼管。
【請求項4】
前記鋼管母材の引張強度が５７０ＭＰａ以上であって、－５℃でのシャルピー衝撃試験によるエネルギ吸収量が４７Ｊ以上である請求項１～３の何れか一項に記載のスパイラル鋼管。
【請求項5】
前記請求項１または２に記載の成分を有する鋼鈑を熱間圧延にて製造するに際し、熱間圧延前加熱温度を１１５０℃以上とし、熱間圧延における仕上圧延全体の圧下率が３０％以上で、最終段の仕上圧延温度が８５０℃以上とし、仕上圧延終了後から６５０℃～６６０℃の温度域の温度まで５～２０℃／秒の冷却速度で冷却する１段目冷却と、その後６２０℃までを１段目冷却の冷却速度より小さく且つ１～１０℃／秒以下の冷却速度で冷却する２段目冷却を行い、６２０℃以下で巻取ることを特徴とする請求項１～４の何れか一項に記載のスパイラル鋼管に用いる鋼鈑の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明はスパイラル鋼管に関する。
【背景技術】
【0002】
スパイラル鋼管は、従来から、土木建築分野などで使用されている。土木建築分野では、東日本大震災を契機に設計指針の見直しがなされ、高強度鋼管、特に５７０ＭＰａ級の鋼管の需要が高まっている。
５７０ＭＰａ級鋼管の主な仕様は、引張強度（ＴＳ）が５７０ＭＰａ以上、降伏強度（ＹＳ）が４５０ＭＰａ以上、－５℃でのシャルピー衝撃値（Ｃｖ）が４７Ｊ以上である。この仕様を満足するため、従来は低炭素（Ｃ）化し、焼入れ性向上効果の高い合金元素（例えばＮｉやＭｏ）を含有し、ベイナイト単相組織にすることで、性能を担保していた。
５７０ＭＰａ級鋼管の主な仕様は、引張強度（ＴＳ）が５７０ＭＰａ以上、降伏強度（ＹＳ）が４５０ＭＰａ以上、－５℃でのシャルピー衝撃値（Ｃｖ）が４７Ｊ以上である。この仕様を満足するため、従来は低炭素（Ｃ）化し、焼入れ性向上効果の高い合金元素（例えばＮｉやＭｏ）を含有し、ベイナイト単相組織にすることで、性能を担保していた。
【0003】
一方で、土木建築分野においては、低価格化の市場要請が強く、強度や靭性の仕様を満足しつつも低価格（低コスト）化させることが求められている。これに適用する技術として高価な合金元素（例えばＮｉやＭｏ）を削減した鋼管の提案がされている。
【0004】
特許文献１には、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを０．０８％以上含有し、炭化物による析出強化による高強度化と、窒化物による結晶粒微細化による靭性向上を狙ったスパイラル鋼管が提案されている。この鋼管の組織は、ベイニティックフェライトを主相としマルテンサイトを組み合わせた組織とすることで強度と靭性を確保している。
【0005】
特許文献２には、残存オーステナイトの焼入れ性を表す指標としてＭｎｅｑ（Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋０．１５Ｓｉ＋０．８Ｃｒ＋０．５Ｍｏ）を導入し、これが１．５～３．５％になるようにすることで鋼鈑の焼入れ性を適度に向上させたスパイラル鋼管が提案されている。この鋼管の組織も、板厚中央位置においてベイニティックフェライトを主相としてマルテンサイトを２％以上組み合わせた組織とすることで強度と靭性を確保している。
【0006】
特許文献３には、比較的炭素（Ｃ）量を多くして０．１０～０．２０％含有させて高強度化したスパイラル鋼管が提案されている。この鋼管の組織もベイニティックフェライトを主相とし、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトを１０％以上含む組織とすることで、強度と靭性を確保している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0007】
【特許文献1】特開２０１４－５５１９号公報
【特許文献2】特開２０１５－１９３８８７号公報
【特許文献3】特開２０１６－４７９５６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0008】
スパイラル鋼管用鋼鈑（以下、単に鋼鈑という場合がある。）を製造するに際し、熱延工程における巻取り温度の揺動（巻取り温度の変動）が発生する場合があり、鋼鈑の長手方向の品質バラツキが大きくなる。さらに、巻取り後のコイル中においても鋼鈑先端部（コイル最内巻部）、中間部、後端部（コイル最外部）では温度履歴が異なり、さらに品質バラツキを増長させるという問題がある。
【0009】
従来は、ＮｉやＭｏといった合金元素を含有させることによりベイナイト単相化させ、バラツキを考慮しても要求仕様を満足するように材料設計されていた。しかし、低コスト化のために高価なＮｉやＭｏといった元素を削減すると、ベイナイト単相を維持できず、強度や靭性を低下させ、品質のバラツキを考慮すると基準値に入らない部分が多くなる。即ち、製品歩留りが低下し生産性を阻害する。
【0010】
一方、ＮｉやＭｏなどの合金元素を削減した特許文献１～３で提案されている技術は、ベイニティックフェライトを主相としつつマルテンサイトなどの硬質相も組み合わせている。このような組織を得るには、実際のところ鋼鈑の製造条件、特に巻取り後の温度履歴制御が難しく、結果的に鋼鈑内の品質バラツキが大きくなるという問題がある。さらに、マルテンサイトを含んでいることから強度重視の材料設計であり、靭性を確保することが実際のところ難しい。そのため、強度や靭性（シャルピー吸収エネルギ量）のバラツキを考慮すると、結果として生産性が低くなるという問題がある。
【0011】
この問題を解決するため、本発明者らは、従来のＮｉやＭｏ含有鋼鈑について強度、靭性について再度分析し検討した。その結果、従来の鋼鈑は平均強度が６７０ＭＰａ程度あるもののシャルピー試験における吸収エネルギ量（以下、単に吸収エネルギ量という。）の平均が７０Ｊ程度であり、バラツキを考慮すると吸収エネルギ量のマージンが少ないことが分かった。
【0012】
そこで本発明は、５７０ＭＰａ級スパイラル鋼管において、ＮｉやＭｏを削減することを前提に強度低下はある程度許容しつつも、靭性を向上させることで要求仕様を満足させることを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【0013】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究開発を進めた。その結果、靭性を悪化させるマルテンサイトを含まず、ベイニティックフェライト単相もしくは主体の組織にすることにより一定の強度を担保しつつ靭性を向上させることができることを発想した。さらに、製造条件のゆらぎ（例えば巻取り温度の揺動）のため一部にポリゴナルフェライトやパーライが生成することによる靭性の低下を補償するため、ベイニティックフェライトの結晶粒を微細化することを発想し、本発明を成すに至った。本発明の要旨は以下のとおりである。
【0014】
［１］
スパイラル状に巻かれた鋼鈑の幅方向端面同士を溶接したスパイラル鋼管であって、鋼管母材の成分が、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１００％、
Ｓｉ：０～０．５５％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０３５％以下、
Ａｌ：０～０．０３５％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％、
Ｔｉ：０～０．０２０％、
Ｎ：０～０．００４５％を含み、
Ｎｂ＋Ｔｉ：０．０８０％以下であって、
残部：Ｆｅ及び不純物であって、
鋼管母材の板厚方向中央部での組織が、ポリゴナルフェライト及びパーライトの合計面積率が１０％以下で、残部がベイニティックフェライトであり、
前記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下であることを特徴とするスパイラル鋼管。
［２］
さらに前記成分が、質量％で、
Ｏ：０～０．００５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂ：０～０．００２０％、
Ｖ：０～０．０６０％、及び
Ｍｇ：０～０．０１００％からなる群から選択される１種以上の元素を含有し、
Ｖを含有する場合は、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０．０８％以下である［１］に記載のスパイラル鋼管。
［３］
前記鋼管母材の板厚が６～２５ｍｍである［１］または［２］に記載のスパイラル鋼管。
［４］
前記鋼管母材の引張強度が５７０ＭＰａ以上であって、－５℃でのシャルピー衝撃試験によるエネルギ吸収量が４７Ｊ以上である［１］～［３］の何れか一項に記載のスパイラル鋼管。
［５］
前記［１］または［２］に記載の成分を有する鋼鈑を熱間圧延にて製造するに際し、熱間圧延前加熱温度を１１５０℃以上とし、熱間圧延における仕上圧延全体の圧下率が３０％以上で、最終段の仕上圧延温度が８５０℃以上とし、仕上圧延終了後から６５０℃～６６０℃の温度域の温度まで５～２０℃／秒の冷却速度で冷却する１段目冷却と、その後６２０℃までを１段目冷却の冷却速度より小さく且つ１～１０℃／秒以下の冷却速度で冷却する２段目冷却を行い、６２０℃以下で巻き取ることを特徴とする前記［１］～［４］の何れか一項に記載のスパイラル鋼管に用いる鋼鈑の製造方法。
スパイラル状に巻かれた鋼鈑の幅方向端面同士を溶接したスパイラル鋼管であって、鋼管母材の成分が、質量％で、
Ｃ：０．０５０～０．１００％、
Ｓｉ：０～０．５５％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０３５％以下、
Ａｌ：０～０．０３５％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％、
Ｔｉ：０～０．０２０％、
Ｎ：０～０．００４５％を含み、
Ｎｂ＋Ｔｉ：０．０８０％以下であって、
残部：Ｆｅ及び不純物であって、
鋼管母材の板厚方向中央部での組織が、ポリゴナルフェライト及びパーライトの合計面積率が１０％以下で、残部がベイニティックフェライトであり、
前記ベイニティックフェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下であることを特徴とするスパイラル鋼管。
［２］
さらに前記成分が、質量％で、
Ｏ：０～０．００５０％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｂ：０～０．００２０％、
Ｖ：０～０．０６０％、及び
Ｍｇ：０～０．０１００％からなる群から選択される１種以上の元素を含有し、
Ｖを含有する場合は、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０．０８％以下である［１］に記載のスパイラル鋼管。
［３］
前記鋼管母材の板厚が６～２５ｍｍである［１］または［２］に記載のスパイラル鋼管。
［４］
前記鋼管母材の引張強度が５７０ＭＰａ以上であって、－５℃でのシャルピー衝撃試験によるエネルギ吸収量が４７Ｊ以上である［１］～［３］の何れか一項に記載のスパイラル鋼管。
［５］
前記［１］または［２］に記載の成分を有する鋼鈑を熱間圧延にて製造するに際し、熱間圧延前加熱温度を１１５０℃以上とし、熱間圧延における仕上圧延全体の圧下率が３０％以上で、最終段の仕上圧延温度が８５０℃以上とし、仕上圧延終了後から６５０℃～６６０℃の温度域の温度まで５～２０℃／秒の冷却速度で冷却する１段目冷却と、その後６２０℃までを１段目冷却の冷却速度より小さく且つ１～１０℃／秒以下の冷却速度で冷却する２段目冷却を行い、６２０℃以下で巻き取ることを特徴とする前記［１］～［４］の何れか一項に記載のスパイラル鋼管に用いる鋼鈑の製造方法。
【発明の効果】
【0015】
本発明は、５７０ＭＰａ級スパイラル鋼管において、ＮｉやＭｏのような高価な合金元素を使用せず品質バラツキが改善されるという効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【0016】
以下、本発明の実施に形態の一例について説明する。なお、特に断りのない限り、元素の含有量に関する「％」は質量％を意味し、組織の含有量に関する「％」は面積％を示す。また、特に下限を規定していない場合は、含有しない場合（０％）を含んでよい。
鋼管母材とは、スパイラル鋼管を構成する鋼鈑（スパイラル状に巻かれた鋼鈑）であって、溶接部以外（溶接による影響を受けていない部分）の鋼鈑を指す。
鋼管母材の板厚方向中心部（以下、単に「中心部」という場合がある。）とは、鋼管母材を構成する鋼鈑の板厚方向断面において、板厚の中央を中心に両表面に向かって板厚の１／４の距離範囲内の領域を指す。即ち、鋼鈑の板厚方向断面において、板厚中央を中心に、幅が板厚の１／２以内となる領域を指す。
鋼管母材とは、スパイラル鋼管を構成する鋼鈑（スパイラル状に巻かれた鋼鈑）であって、溶接部以外（溶接による影響を受けていない部分）の鋼鈑を指す。
鋼管母材の板厚方向中心部（以下、単に「中心部」という場合がある。）とは、鋼管母材を構成する鋼鈑の板厚方向断面において、板厚の中央を中心に両表面に向かって板厚の１／４の距離範囲内の領域を指す。即ち、鋼鈑の板厚方向断面において、板厚中央を中心に、幅が板厚の１／２以内となる領域を指す。
【0017】
＜鋼板の化学成分＞
Ｃ：０．０５０～０．１００％
Ｃは鋼の強度向上に有効であり、所望の強度を得るために０．０５％以上含有させるとよく、好ましくは０．０５５％以上、０．０６０％以上または０．０６５％以上であるとよい。Ｃ量が多すぎると焼入れ性が向上しマルテンサイトが生成し易くなり母材の靭性が低下するため、Ｃ量は０．１００％以下とするのが好ましい。好ましくは０．０９８％以下、０．０９６％以下、０．０９４％以下、０．０９２％以下、０．０９０％以下、または０．０８８％以下であるとよい。
Ｃ：０．０５０～０．１００％
Ｃは鋼の強度向上に有効であり、所望の強度を得るために０．０５％以上含有させるとよく、好ましくは０．０５５％以上、０．０６０％以上または０．０６５％以上であるとよい。Ｃ量が多すぎると焼入れ性が向上しマルテンサイトが生成し易くなり母材の靭性が低下するため、Ｃ量は０．１００％以下とするのが好ましい。好ましくは０．０９８％以下、０．０９６％以下、０．０９４％以下、０．０９２％以下、０．０９０％以下、または０．０８８％以下であるとよい。
【0018】
Ｓｉ：０．５５％以下
Ｓｉは脱酸に必要な元素である。Ｓｉ量が多いと島状マルテンサイトを形成しやすくなり、低温靱性を著しく劣化させるので、Ｓｉ量は０．５５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．５０％以下、０．４０％以下、０．３５％以下、０．３３％以下、または０．３０％以下にするとよい。脱酸は、Ａｌ、Ｔｉでも行えるのでＳｉの含有は必須ではない。従ってＳｉの下限は０％が好ましいが、Ｓｉの削減には高額な費用がかかるため、その下限を０．０１％に設定してもよい。
Ｓｉは脱酸に必要な元素である。Ｓｉ量が多いと島状マルテンサイトを形成しやすくなり、低温靱性を著しく劣化させるので、Ｓｉ量は０．５５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．５０％以下、０．４０％以下、０．３５％以下、０．３３％以下、または０．３０％以下にするとよい。脱酸は、Ａｌ、Ｔｉでも行えるのでＳｉの含有は必須ではない。従ってＳｉの下限は０％が好ましいが、Ｓｉの削減には高額な費用がかかるため、その下限を０．０１％に設定してもよい。
【0019】
Ｍｎ：０．５０～２．００％
Ｍｎは焼入れ性向上元素として作用し、その効果を得るために０．５０％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは０．６０％以上、０．７０％以上、０．８０％以上、０．９０％以上、または１．００％以上にするとよい。Ｍｎ量が多いと鋼の焼入れ性が増して、ＨＡＺ靱性、溶接性を劣化し、さらに、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性が劣化するので、Ｍｎ量は２．００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、１．９０％以下、１．８０％以下、１．７５％以下、１．７０％以下、１．６５％以下、または１．６０％以下にするとよい。
Ｍｎは焼入れ性向上元素として作用し、その効果を得るために０．５０％以上含有させるのが好ましい。より好ましくは０．６０％以上、０．７０％以上、０．８０％以上、０．９０％以上、または１．００％以上にするとよい。Ｍｎ量が多いと鋼の焼入れ性が増して、ＨＡＺ靱性、溶接性を劣化し、さらに、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性が劣化するので、Ｍｎ量は２．００％以下とするのが好ましい。より好ましくは、１．９０％以下、１．８０％以下、１．７５％以下、１．７０％以下、１．６５％以下、または１．６０％以下にするとよい。
【0020】
Ａｌ：０．０３５％以下
Ａｌは通常脱酸剤として用いられ、鋼材中に含まれる元素である。Ａｌ量が多くなると、Ａｌ系非金属介在物が増加し、鋼材の清浄度が低下し、靭性が劣化するので、０．０３５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．３３％以下、０．３１％以下、０．３０％以下、０．２８％以下、または０．２６％以下にするとよい。脱酸は、Ｓｉ、Ｔｉでも行えるのでＡｌの含有は必須ではない。従ってＡｌの下限は０％が好ましいが、Ａｌの削減には高額な費用がかかるため、その下限を０．００１％に設定してもよい。
Ａｌは通常脱酸剤として用いられ、鋼材中に含まれる元素である。Ａｌ量が多くなると、Ａｌ系非金属介在物が増加し、鋼材の清浄度が低下し、靭性が劣化するので、０．０３５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．３３％以下、０．３１％以下、０．３０％以下、０．２８％以下、または０．２６％以下にするとよい。脱酸は、Ｓｉ、Ｔｉでも行えるのでＡｌの含有は必須ではない。従ってＡｌの下限は０％が好ましいが、Ａｌの削減には高額な費用がかかるため、その下限を０．００１％に設定してもよい。
【0021】
Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％
Ｎｂは炭化物、窒化物を生成し、析出強化により鋼鈑強度を向上させる元素である。このため、Ｎｂは０．０１０％以上、好ましくは０．０１５％以上、または０．０２０％以上にするとよい。一方、Ｎｂ量が多くなると、炭窒化物が形成しやすくなり、靭性が低下する。強度と靭性の観点から、０．０８０％以下にするとよく、好ましくは０．０７５％以下、０．０７０％以下、０．０６５％以下、または０．０６０％以下にするとよい。
Ｎｂは炭化物、窒化物を生成し、析出強化により鋼鈑強度を向上させる元素である。このため、Ｎｂは０．０１０％以上、好ましくは０．０１５％以上、または０．０２０％以上にするとよい。一方、Ｎｂ量が多くなると、炭窒化物が形成しやすくなり、靭性が低下する。強度と靭性の観点から、０．０８０％以下にするとよく、好ましくは０．０７５％以下、０．０７０％以下、０．０６５％以下、または０．０６０％以下にするとよい。
【0022】
Ｔｉ：０．０２０％以下
ＴｉもＮｂと同様に炭化物、窒化物を形成し析出強化により鋼鈑強度を向上させる元素である。一方、Ｔｉ含有量が多くなると、Ｔｉ酸化物が凝集・粗大化し、靭性が低下する。そのため好ましくは、０．０２０％以下、０．０１８％以下、または０．０１６％以下にするとよい。Ｔｉは特に含まなくてもよく、その下限は０％が好ましい。しかし、敢えてＴｉを除去する必要もなく、その下限を０．００１％、０．００３％、または０．００５％に設定してもよい。
ＴｉもＮｂと同様に炭化物、窒化物を形成し析出強化により鋼鈑強度を向上させる元素である。一方、Ｔｉ含有量が多くなると、Ｔｉ酸化物が凝集・粗大化し、靭性が低下する。そのため好ましくは、０．０２０％以下、０．０１８％以下、または０．０１６％以下にするとよい。Ｔｉは特に含まなくてもよく、その下限は０％が好ましい。しかし、敢えてＴｉを除去する必要もなく、その下限を０．００１％、０．００３％、または０．００５％に設定してもよい。
【0023】
Ｎｂ＋Ｔｉ：０．０８０％以下
上述したようにＮｂもＴｉも炭化物、窒化物を形成し鋼鈑強度を向上させるが、多すぎると粗大な炭窒化物などの硬質相を形成し靭性低下をもたらす。そのため、ＮｂとＴｉの総量を０．０８０％以下、好ましくは０．０７８％以下、０．０７６％以下、０．０７４％以下、０．０７２％以下、０．０７０％以下、０．０６８％以下、０．０６６％以下、０．０６４％以下、０．０６２％以下、０．０６０％以下、０．０５８％以下、０．０５６％以下、０．０５４％以下、０．０５２％以下、または０．０５０％以下にするとよい。Ｎｂ＋Ｔｉの総量の下限は特に限定しなくてもよいが、敢えてＮｂとＴｉを除去する必要もないことから、その下限を０．００１％、０．００３％、０．００５％、０．００７％、０．００８％、０．００９％、または０．０１０％にしてもよい。
上述したようにＮｂもＴｉも炭化物、窒化物を形成し鋼鈑強度を向上させるが、多すぎると粗大な炭窒化物などの硬質相を形成し靭性低下をもたらす。そのため、ＮｂとＴｉの総量を０．０８０％以下、好ましくは０．０７８％以下、０．０７６％以下、０．０７４％以下、０．０７２％以下、０．０７０％以下、０．０６８％以下、０．０６６％以下、０．０６４％以下、０．０６２％以下、０．０６０％以下、０．０５８％以下、０．０５６％以下、０．０５４％以下、０．０５２％以下、または０．０５０％以下にするとよい。Ｎｂ＋Ｔｉの総量の下限は特に限定しなくてもよいが、敢えてＮｂとＴｉを除去する必要もないことから、その下限を０．００１％、０．００３％、０．００５％、０．００７％、０．００８％、０．００９％、または０．０１０％にしてもよい。
【0024】
Ｐ ：０．０３５％以下
Ｓ ：０．０３５％以下
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物であり、鋼管母材の靭性を悪化させるだけでなく、スパイラル鋼管の溶接部分の靭性も悪化させる元素である。これらの含有量はなるべく低い方が好ましく、ＰもＳも。０．０３５％以下にするとよい。好ましくは、どちらもそれぞれ０．０３０％以下、０．０２５％以下、０．０２０％以下、０．０１５％以下、または０．０１０％以下とするのが好ましい。ＰもＳも含まないこと（０％）が好ましいが、ＰやＳの削減には多大な設備費用を要するため、その下限を０．００１％に設定してもよい。
Ｓ ：０．０３５％以下
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物であり、鋼管母材の靭性を悪化させるだけでなく、スパイラル鋼管の溶接部分の靭性も悪化させる元素である。これらの含有量はなるべく低い方が好ましく、ＰもＳも。０．０３５％以下にするとよい。好ましくは、どちらもそれぞれ０．０３０％以下、０．０２５％以下、０．０２０％以下、０．０１５％以下、または０．０１０％以下とするのが好ましい。ＰもＳも含まないこと（０％）が好ましいが、ＰやＳの削減には多大な設備費用を要するため、その下限を０．００１％に設定してもよい。
【0025】
本発明の一実施態様は、上記元素の他、残部としてＦｅと不純物である。上記元素を規定量含有することにより、強度と靭性のバランスがとれた５７０ＭＰａ級スパイラル鋼管を得ることができる。さらに、本実施形態のスパイラル鋼管は、これらの元素に加えて、Ｆｅの一部に代えて、Ｎ、Ｏ、Ｃａ、Ｂ、Ｖ、Ｍｇから選ばれる群の中から１種または２種以上を含んでもよい。これらの元素は含有しなくてもよいが、含有することによりさらなる効果を得ることができる。以下、これら元素について説明する。
【0026】
Ｎ ：０．００４５％以下
ＮはＴｉやＮｂ、Ａｌと結合して窒化物を形成する元素である。Ｎ量が多いと、固溶Ｎが靭性を低下させるので、Ｎ量は０．００４５％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０４０％以下、０．０３８％以下、０．０３６％以下、または０．０３５％以下にするとよい。Ｎは必須の元素ではなく含まなくてもよく、その下限は０％であってもよい。しかし、ＴｉＮなどの窒化物がピニング粒子として作用し、一定の靭性向上効果を奏するため、Ｎの含有量を０．０００１％以上、好ましくは０．０００５％以上にするとよい。
ＮはＴｉやＮｂ、Ａｌと結合して窒化物を形成する元素である。Ｎ量が多いと、固溶Ｎが靭性を低下させるので、Ｎ量は０．００４５％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０４０％以下、０．０３８％以下、０．０３６％以下、または０．０３５％以下にするとよい。Ｎは必須の元素ではなく含まなくてもよく、その下限は０％であってもよい。しかし、ＴｉＮなどの窒化物がピニング粒子として作用し、一定の靭性向上効果を奏するため、Ｎの含有量を０．０００１％以上、好ましくは０．０００５％以上にするとよい。
【0027】
Ｏ ：０．００５０％以下
Ｏはピニング粒子を形成する元素である。しかしながら、Ｏを含有すると鋼の清浄度が低下するので少ない方が好ましく、０．００５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００３０％以下である。
Ｏはピニング粒子を形成する元素である。しかしながら、Ｏを含有すると鋼の清浄度が低下するので少ない方が好ましく、０．００５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００３０％以下である。
【0028】
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靱性を向上させる元素である。Ｃａ量が多いと、ＣａＯ－ＣａＳが大型のクラスターや介在物となり、靱性に悪影響を及ぼすおそれがある。Ｃａはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＣａ量は０．００５０％以下、０．００４５％以下、または０．００４０％以下である。一方、一定の効果を得るために０．０００１％以上、０．０００２％以上、０．０００３％以上、０．０００５％以上、または０．０００７％以上含有してもよい。
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靱性を向上させる元素である。Ｃａ量が多いと、ＣａＯ－ＣａＳが大型のクラスターや介在物となり、靱性に悪影響を及ぼすおそれがある。Ｃａはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＣａ量は０．００５０％以下、０．００４５％以下、または０．００４０％以下である。一方、一定の効果を得るために０．０００１％以上、０．０００２％以上、０．０００３％以上、０．０００５％以上、または０．０００７％以上含有してもよい。
【0029】
Ｂ ：０．００２０％以下
Ｂは母材の焼入れ性向上、粒界フェライト形成抑制に有効な元素である。Ｂ量が多くなると、効果は飽和する。Ｂはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＢ量は０．００２０％以下である。
Ｂは母材の焼入れ性向上、粒界フェライト形成抑制に有効な元素である。Ｂ量が多くなると、効果は飽和する。Ｂはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＢ量は０．００２０％以下である。
【0030】
Ｖ ：０．０６０％以下
Ｖは母材強度を向上させる元素である。Ｖ量が大きくなると、析出硬化によって降伏比が上昇することがある。Ｖはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＶ量は０．０６０％以下である。
Ｖは母材強度を向上させる元素である。Ｖ量が大きくなると、析出硬化によって降伏比が上昇することがある。Ｖはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＶ量は０．０６０％以下である。
【0031】
Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０．０８０％以下
Ｖは、ＮｂもＴｉと同様に炭化物、窒化物を形成し鋼鈑強度を向上させるが、多すぎると粗大な炭窒化物などの硬質相を形成し靭性低下をもたらす。そのため、Ｖを含有する場合は、ＮｂとＴｉとＶの総量を０．０８０％以下、好ましくは０．０７８％以下、０．０７６％以下、０．０７４％以下、０．０７２％以下、０．０７０％以下、０．０６８％以下、０．０６６％以下、０．０６４％以下、０．０６２％以下、０．０６０％以下、０．０５８％以下、０．０５６％以下、０．０５４％以下、０．０５２％以下、または０．０５０％以下にするとよい。Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖの総量の下限は特に限定しなくてもよいが、敢えてＮｂ、Ｔｉ、Ｖを除去する必要もないことから、その下限を０．００１％、０．００３％、０．００５％、０．００７％、０．００８％、０．００９％、または０．０１０％にしてもよい。
Ｖは、ＮｂもＴｉと同様に炭化物、窒化物を形成し鋼鈑強度を向上させるが、多すぎると粗大な炭窒化物などの硬質相を形成し靭性低下をもたらす。そのため、Ｖを含有する場合は、ＮｂとＴｉとＶの総量を０．０８０％以下、好ましくは０．０７８％以下、０．０７６％以下、０．０７４％以下、０．０７２％以下、０．０７０％以下、０．０６８％以下、０．０６６％以下、０．０６４％以下、０．０６２％以下、０．０６０％以下、０．０５８％以下、０．０５６％以下、０．０５４％以下、０．０５２％以下、または０．０５０％以下にするとよい。Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖの総量の下限は特に限定しなくてもよいが、敢えてＮｂ、Ｔｉ、Ｖを除去する必要もないことから、その下限を０．００１％、０．００３％、０．００５％、０．００７％、０．００８％、０．００９％、または０．０１０％にしてもよい。
【0032】
Ｍｇ：０．０１００％以下
ＭｇはＭｇＡｌ２Ｏ４、ＭｇＳのような介在物を形成する元素である。ＭｇＡｌ２Ｏ４はＴｉＮ上に析出する。これらの介在物はピニング粒子として作用し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、低温靱性を改善する。Ｍｇ量が多くなると、効果は飽和する。Ｍｇはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＭｇ量は０．０１００％以下である。
ＭｇはＭｇＡｌ２Ｏ４、ＭｇＳのような介在物を形成する元素である。ＭｇＡｌ２Ｏ４はＴｉＮ上に析出する。これらの介在物はピニング粒子として作用し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、低温靱性を改善する。Ｍｇ量が多くなると、効果は飽和する。Ｍｇはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＭｇ量は０．０１００％以下である。
【0033】
上記の含有し得る元素の他は残部としてのＦｅと不純物である。ここで不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして、製造過程において不可避的に意図せず混入する元素であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。具体的には、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＨがあげられる。このうち、Ｐ、Ｓは、上述の好適な範囲となるように制御されることが好ましい。
【0034】
さらに、本発明は、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒの高価な元素を含まないことを開発の前提としているが、これら元素も不可避的な不純物として含み得る。もちろんこれら元素を含んだとしても、本発明で規定する組織構成となり、課題を解決することはできる。この場合であっても、本発明の技術的範囲に含まれる。もし、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒを含有する場合は、以下のようにするとよい。
【0035】
Ｎｉ：０．０５％以下
Ｎｉは靭性を低下させることなく、母材の強度を向上することのできる元素である。Ｎｉ量が多くなると、効果は飽和する。Ｎｉはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、含有してもＮｉ量は０．０５％以下にするとよい。
Ｎｉは靭性を低下させることなく、母材の強度を向上することのできる元素である。Ｎｉ量が多くなると、効果は飽和する。Ｎｉはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、含有してもＮｉ量は０．０５％以下にするとよい。
【0036】
Ｍｏ：０．０５％以下
Ｍｏは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｍｏ量が多くなると、効果は飽和し、さらに、靭性が低下する。Ｍｏはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、含有してもＭｏ量は０．０５％以下にするとよい。
Ｍｏは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｍｏ量が多くなると、効果は飽和し、さらに、靭性が低下する。Ｍｏはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、含有してもＭｏ量は０．０５％以下にするとよい。
【0037】
Ｃｒ：０．０５％以下
Ｃｒは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｃｒ量が多くなると、効果は飽和する。Ｃｒはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、含有してもＣｒ量は０．０５％以下にするとよい。
Ｃｒは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｃｒ量が多くなると、効果は飽和する。Ｃｒはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、含有してもＣｒ量は０．０５％以下にするとよい。
【0038】
Ｃｕ：０．０５％以下
Ｃｕは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｃｕ量が多くなると、効果は飽和する。Ｃｕはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、含有してもＣｕ量は０．０５％以下にするとよい。
Ｃｕは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｃｕ量が多くなると、効果は飽和する。Ｃｕはスパイラル鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、含有してもＣｕ量は０．０５％以下にするとよい。
【0039】
＜中央部の組織＞
鋼管母材の板厚方向中心部での組織はベイニティックフェライト単相（面積率で１００％）であることが望ましい。ベイニティックフェライトは適度に強度と靭性を担保できる組織である。本発明の成分規定を満足する実施形態であれば、コイル内（鋼板内）バラツキを考慮しても引張強度で５７０ＭＰａ以上、－５℃でのシャルピー吸収エネルギ量が４７Ｊ以上を確保することができる。ベイニティックフェライトは、面積率で９０％以上あればよく、好ましくは９１％以上、９２％以上、９３％以上、９４％以上、９５％以上、９６％以上、９７％以上、９８％以上、９９％以上、及び９９．９５％、９９．９６％、９９．９７％、９９．９８％または９９．９９％％であるとよい。ベイニティックフェライト以外では、パーライト及びポリゴナルフェライトを合わせてその面積率で１０％以下であるとよく、好ましくは９％以下、８％以下、７％以下、６％以下、５％以下、４％以下、３％以下、２％以下、または１％以下であるとよい。パーライト及びポリゴナルフェライトを合わせての含有量の下限は特に限定しないが、ベイニティックフェライト以外の残部がパーライト及びポリゴナルフェライトの少なくとも一方であるとよい。逆に言うと、パーライトもしくはポリゴナルフェライト以外の残部はベイニティックフェライトである。靭性の観点から、できるだけパーライトを抑制するとよく、パーライントの面積率を、好ましくは５％以下、４％以下、３％以下、２％以下、１％以下、０．５％以下、０．３％以下、０．１％以下、または０％にするとよい。
鋼管母材の板厚方向中心部での組織はベイニティックフェライト単相（面積率で１００％）であることが望ましい。ベイニティックフェライトは適度に強度と靭性を担保できる組織である。本発明の成分規定を満足する実施形態であれば、コイル内（鋼板内）バラツキを考慮しても引張強度で５７０ＭＰａ以上、－５℃でのシャルピー吸収エネルギ量が４７Ｊ以上を確保することができる。ベイニティックフェライトは、面積率で９０％以上あればよく、好ましくは９１％以上、９２％以上、９３％以上、９４％以上、９５％以上、９６％以上、９７％以上、９８％以上、９９％以上、及び９９．９５％、９９．９６％、９９．９７％、９９．９８％または９９．９９％％であるとよい。ベイニティックフェライト以外では、パーライト及びポリゴナルフェライトを合わせてその面積率で１０％以下であるとよく、好ましくは９％以下、８％以下、７％以下、６％以下、５％以下、４％以下、３％以下、２％以下、または１％以下であるとよい。パーライト及びポリゴナルフェライトを合わせての含有量の下限は特に限定しないが、ベイニティックフェライト以外の残部がパーライト及びポリゴナルフェライトの少なくとも一方であるとよい。逆に言うと、パーライトもしくはポリゴナルフェライト以外の残部はベイニティックフェライトである。靭性の観点から、できるだけパーライトを抑制するとよく、パーライントの面積率を、好ましくは５％以下、４％以下、３％以下、２％以下、１％以下、０．５％以下、０．３％以下、０．１％以下、または０％にするとよい。
【0040】
一方、本発明に係る鋼管母材は、マルテンサイトやベイナイトは含まない。マルテンサイト、ベイナイトなどの硬質相は靭性を劣化させるだけでなく、製造上の温度制御が難しくなり生産性を悪化させ、品質バラツキを増長させるからである。
【0041】
組織の面積率は以下のように測定する。鋼管母材の中心部から試験片を採取し、研磨後、ナイタル腐食及びレペラ腐食を行い、現出した組織を光学顕微鏡にて、１０００μｍ×１０００μｍの範囲で観察される組織を対象に１０視野測定する。得られた像を画像解析し、各組織の平均面積率を算出する。
【0042】
＜ベイニティックフェライトの平均結晶粒径が１５μｍ以下＞
さらに、ベイニティックフェライトの結晶粒を微細化することにより、靭性をさらに向上させることができる。これによりパーライトもしくはポリゴナルフェライトが生成された場合であっても靭性を担保することができる。ベイニティックフェライトの平均円相当径は１５μｍ以下であるとよく、好ましくは１４μｍ以下、１３μｍ以下、１２μｍ以下、１１μｍ以下、または１０μｍ以下であるとよい。下限は特に限定しなくてよい。
さらに、ベイニティックフェライトの結晶粒を微細化することにより、靭性をさらに向上させることができる。これによりパーライトもしくはポリゴナルフェライトが生成された場合であっても靭性を担保することができる。ベイニティックフェライトの平均円相当径は１５μｍ以下であるとよく、好ましくは１４μｍ以下、１３μｍ以下、１２μｍ以下、１１μｍ以下、または１０μｍ以下であるとよい。下限は特に限定しなくてよい。
【0043】
ベイニティックフェライトの結晶粒は後方散乱電子線回折法（ＥＢＳＤ：Electron Back Scatter Diffraction）で測定することができる。鋼管母材の板厚中心部から採取した試験片を５００μｍ×５００μｍの範囲で２０視野をＥＢＳＤで解析し、隣接する測定点の角度差が１５°以上であるところを粒界として当該粒界で囲まれた部分を結晶粒とみなす。一つの結晶粒と面積等価の円の直径をその結晶粒の結晶粒径（円相当結晶粒径）とする。得られた結晶粒径を算術平均して平均結晶粒径（平均円相当結晶粒径）を算出することができる。
【0044】
＜板厚＞
本発明の一実施形態に係るスパイラル鋼管の板厚（鋼管母材の板厚）は特に限定はしない。しかしながら、通常の熱間圧延工程での製造を前提とした場合、巻取り温度や巻取り後の温度履歴の観点から２５ｍｍ以下であることが望ましい。下限も特に限定しないが、通常使用するスパイラル鋼管の板厚から５ｍｍ程度とすることが好ましい。
本発明の一実施形態に係るスパイラル鋼管の板厚（鋼管母材の板厚）は特に限定はしない。しかしながら、通常の熱間圧延工程での製造を前提とした場合、巻取り温度や巻取り後の温度履歴の観点から２５ｍｍ以下であることが望ましい。下限も特に限定しないが、通常使用するスパイラル鋼管の板厚から５ｍｍ程度とすることが好ましい。
【0045】
＜引張強度、シャルピー衝撃試験によるエネルギ吸収量＞
引張強度、降伏強度、及びシャルビー衝撃試験のための試験片は、鋼鈑の板厚方向中心部が含まれるように採取する。
引張試験と降伏強度はＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して一軸方向の引張強度試験にて測定する。引張強度と降伏強度は、同一鋼鈑から採取した試験片で３回引張試験を行い、測定値を算術平均してそれぞれ得られる。
シャルビー衝撃試験はＪＩＳ Ｚ２２４２：２０１８に準拠し、－５℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギを測定する。吸収エネルギは、シャルピー衝撃試験を３回行い、それら測定値を算術平均して得る。
５７０ＭＰａ級スパイラル鋼管の場合、引張強度（ＴＳ）が５７０ＭＰａ以上、降伏強度（ＹＳ）が４５０ＭＰａ以上、－５℃でのシャルピー衝撃値（Ｃｖ）が４７Ｊ以上であればよい。鋼鈑の品質バラツキを考慮すると、例えば、特性値の標準偏差σの３倍までの範囲で上記の特性値を満足すればよい。
引張強度、降伏強度、及びシャルビー衝撃試験のための試験片は、鋼鈑の板厚方向中心部が含まれるように採取する。
引張試験と降伏強度はＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠して一軸方向の引張強度試験にて測定する。引張強度と降伏強度は、同一鋼鈑から採取した試験片で３回引張試験を行い、測定値を算術平均してそれぞれ得られる。
シャルビー衝撃試験はＪＩＳ Ｚ２２４２：２０１８に準拠し、－５℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギを測定する。吸収エネルギは、シャルピー衝撃試験を３回行い、それら測定値を算術平均して得る。
５７０ＭＰａ級スパイラル鋼管の場合、引張強度（ＴＳ）が５７０ＭＰａ以上、降伏強度（ＹＳ）が４５０ＭＰａ以上、－５℃でのシャルピー衝撃値（Ｃｖ）が４７Ｊ以上であればよい。鋼鈑の品質バラツキを考慮すると、例えば、特性値の標準偏差σの３倍までの範囲で上記の特性値を満足すればよい。
【0046】
＜製造方法＞
本発明の一実施形態に係るスパイラル鋼管用鋼鈑の製造方法について説明する。所定の成分組成となる鋼を溶製し、鋳造して鋼片（スラブなど）を製造する。鋼片の溶製、鋳造方法は特に限定しない。即ち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行って上述した成分組成となるように調整し、次いで、通常の連続鋳造、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。その際、本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップを使用しても構わない。
本発明の一実施形態に係るスパイラル鋼管用鋼鈑の製造方法について説明する。所定の成分組成となる鋼を溶製し、鋳造して鋼片（スラブなど）を製造する。鋼片の溶製、鋳造方法は特に限定しない。即ち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行って上述した成分組成となるように調整し、次いで、通常の連続鋳造、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。その際、本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップを使用しても構わない。
【0047】
鋳造スラブは、熱間圧延を開始するに当たり所定の温度に加熱される。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、特に冷却することなく連続鋳造に引き続いて加熱して熱間圧延しても良い。熱間圧延前の鋳造スラブの加熱温度はＮｂの固溶化を促進する観点から１１５０℃以上にするとよい。一方、高すぎてもエネルギコストが増加するため１３５０℃以下にするとよい。
【0048】
熱間圧延は、通常の熱間圧延法を採用できる。仕上圧延は、通常、多段（例えば４段～６段など）の連続圧延で行われる。そして、この多段の連続圧延で行われる仕上圧延全体の圧下率は３０％以上、好ましくは４０％以上、５０％以上、または６０％以上にすることが好ましい。さらに、前段側（上流側）ほど後段側（下流側）に比べて圧下率が高く、後段側（下流側）は圧下率を低くして圧延するとよい。鋼鈑組織においてベイニティックフェライトの結晶粒を微細化するため、最終段の仕上圧延温度は８５０℃以上、好ましくは９００℃以上にすることが好ましい。即ち、２相域において圧延を終了することにより、オーステナイト組織を細粒化でき、最終的にベイニティックフェライトの結晶粒径を小さくすることができる。
【0049】
仕上圧延終了後、６５０℃～６６０℃の温度域中の温度まで５～２０℃／秒の冷却速度で冷却し（１段目冷却）、その後６２０℃までを１段目冷却の冷却速度より小さく且つ１～１０℃／秒以下の冷却速度で冷却（２段目冷却）する。１段目冷却は仕上圧延終了後ただちに開始するとよく、冷却開始温度は８００℃以上、好ましくは８５０℃以上、または９００℃以上が好ましい。1段目冷却の冷却速度の上限は、２０℃／ｓｅｃ、１８℃／ｓｅｃ、１６℃／ｓｅｃ、１４℃／ｓｅｃ、１２℃／ｓｅｃ、または１０℃／ｓｅｃ、の値を取り得、下限は、５℃／ｓｅｃ、６℃／ｓｅｃ、または７℃／ｓｅｃの値を取り得る。２段目冷却の冷却速度の上限は、１０℃／ｓｅｃ、９℃／ｓｅｃ、８℃／ｓｅｃ、７℃／ｓｅｃ、６℃／ｓｅｃ、または５℃／ｓｅｃ、の値を取り得、下限は、１℃／ｓｅｃ、２℃／ｓｅｃ、または３℃／ｓｅｃの値を取り得る。
また、１段目冷却の後、６２０℃～６５０℃の温度域中で０．５～２０秒間保定し、冷却してもよい。保定後の冷却速度は特に限定されない。１段目と同様に５～２０℃／秒の冷却速度であってもよい。
また、１段目冷却の後、６２０℃～６５０℃の温度域中で０．５～２０秒間保定し、冷却してもよい。保定後の冷却速度は特に限定されない。１段目と同様に５～２０℃／秒の冷却速度であってもよい。
【0050】
これらの冷却制御により、鋼鈑の変態温度近傍の温度域に滞留させることにより、鋼鈑中のオーステナイトをベイティニックフェライトに変態させることができる。
冷却後、出来上がった熱延鋼板をコイル状に巻取る。その際の巻取り温度は６２０℃以下にすることが好ましい。前述したように巻取り温度は揺動（変動）し易く、特に鋼鈑先端部での巻取り温度が高くなる傾向がある。鋼鈑先端部はコイル最内部になり冷えにくい上に、巻取り温度が高いと、鋼鈑先端部が徐冷されフェライト化し、強度がでにくい。そのため、巻取り温度は、より好ましくは６１０℃以下、または６００℃以下にするとよい。一方、巻取り温度が低すぎるとベイナイトなどの硬質相が増加し靭性を悪化させる。そのため、巻取り温度は４００℃以上であることが好ましい。さらに好ましくは、４５０℃以上、５００℃以上、さらには５５０℃以上にするとよい。
冷却後、出来上がった熱延鋼板をコイル状に巻取る。その際の巻取り温度は６２０℃以下にすることが好ましい。前述したように巻取り温度は揺動（変動）し易く、特に鋼鈑先端部での巻取り温度が高くなる傾向がある。鋼鈑先端部はコイル最内部になり冷えにくい上に、巻取り温度が高いと、鋼鈑先端部が徐冷されフェライト化し、強度がでにくい。そのため、巻取り温度は、より好ましくは６１０℃以下、または６００℃以下にするとよい。一方、巻取り温度が低すぎるとベイナイトなどの硬質相が増加し靭性を悪化させる。そのため、巻取り温度は４００℃以上であることが好ましい。さらに好ましくは、４５０℃以上、５００℃以上、さらには５５０℃以上にするとよい。
【0051】
熱延鋼板をスパイラル鋼管に造管する方法は特に限定しない。既存の製造方法を適用すればよい。
【実施例0052】
本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一実施態様であり、本発明は、この一実施態様に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の態様を採用し得るものである。
【0053】
表１に示す成分組成の鋼材を溶製し、精錬された溶鋼を連続鋳造法によりスラブにし、表２に示す製造条件により製造して、板厚２５ｍｍの鋼帯を作製した。
【0054】
次に、得られた鋼鈑の先端部、中間部、後端部からそれぞれ試験片を採取し、組織観察、及び引張試験、シャルピー衝撃試験を行った。組織観察用試験片は板厚方向中心部を観察できるように、それぞれの部位から位置を変えて３つ採取した。引張試験、シャルピー衝撃試験は、それぞれの部位から位置を変えて１０の試験片を採取した。
【0055】
観察方法、試験方法は前述した方法に従って行った。その結果を表３に示す。表３に示すように、本発明の一実施形態に係るものは、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒを含まずとも、バラツキ（３σ：σは標準偏差）を考慮しても引張強度が５７０Ｍｐａ以上、降伏強度が４５０ＭＰａ以上、－５℃のシャルピー吸収エネルギ量が４７Ｊ以上を満足できることが示された。なお、従来のＭｏやＮｉを添加した鋼板の例を参考例として記載した。
【0056】
【表1】
【0057】
【表2】
【0058】
【表3】
【産業上の利用可能性】
【0059】
本発明はスパイラル鋼管に利用することができる。例えば、土木建築用のスパイラル鋼管に利用することができる。