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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-01-10
(45)【発行日】2023-01-18
(54)【発明の名称】ラインパイプ用電縫鋼管、及び、ラインパイプ用熱延鋼板
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20230111BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20230111BHJP
C21D 8/02 20060101ALN20230111BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301F
C22C38/58
C21D8/02 C
【請求項の数】
8
(21)【出願番号】P 2018198105
(22)【出願日】2018-10-22
(65)【公開番号】P2020066747
(43)【公開日】2020-04-30
【審査請求日】2021-06-03
(73)【特許権者】
【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】110001553
【氏名又は名称】アセンド弁理士法人
(72)【発明者】
【氏名】田島 健三
(72)【発明者】
【氏名】坂本 真也
(72)【発明者】
【氏名】小林 俊一
(72)【発明者】
【氏名】河野 英人
【審査官】川口 由紀子
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１８－１０４７５７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１８－１０４７４６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１３－０２３７１３（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１８／２３５２４４（ＷＯ，Ａ１）
【文献】韓国登録特許第１０－０９１７９１４（ＫＲ，Ｂ１）
【文献】国際公開第２０１１／０３０７６８（ＷＯ，Ａ１）
【文献】国際公開第２０１１／０２７９００（ＷＯ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／０２
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
ラインパイプ用電縫鋼管であって、母材部の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０１０～０．０６０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０～０．０３０％、
Ｓ：０超～０．００１０％、
Ａｌ：０．０１０～０．０３５％、
Ｎ：０．００１０～０．００８０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎｉ：０．００１～０．５００％、
Ｍｏ：０．１０～０．３０％、
Ｏ：０～０．００３０％、
Ｃａ：０超～０．００５０％、
Ｖ：０～０．１００％、
Ｃｒ：０～０．３０％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
希土類元素：０～０．０１００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
前記ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部において、フェライト分率が６０～９０％であり、
０．３μｍの測定ステップごとの方位測定で、隣り合う測定点の方位差が１５°を超えた位置を粒界とし、前記粒界に囲まれた領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の円相当径を結晶粒径と定義したとき、前記結晶粒径ごとの個数分布にその粒径の平均面積を乗じたものの分布をとったときの平均値（平均面積に該当する粒径）である有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、前記結晶粒径が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、
前記ラインパイプ用電縫鋼管の圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、前記ＲＤ面及び前記ＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義したとき、前記ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、前記ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０であり、
５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ＋０．５ｍａｓｓ％氷酢酸水溶液に１００％のＨ ２ Ｓガスを飽和させた試験液中に、９６時間浸漬した後の、式（Ａ）で定義される割れ長さ率ＣＬＲが１５％以下である、ラインパイプ用電縫鋼管。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
割れ長さ率ＣＬＲ（％）＝（割れの合計長さ／試験片長さ）×１００（％） （Ａ）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【請求項2】
請求項１に記載のラインパイプ用電縫鋼管であって、前記化学組成は、質量％で、
Ｖ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．０１～０．３０％、及び、
Ｃｕ：０．０１～０．３０％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、ラインパイプ用電縫鋼管。
【請求項3】
請求項１又は請求項２に記載のラインパイプ用電縫鋼管であって、前記化学組成は、質量％で、
Ｍｇ：０．００１０～０．００５０％、及び、
希土類元素：０．００１０～０．０１００％、からなる群から選択される１種以上を含有する、ラインパイプ用電縫鋼管。
【請求項4】
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電縫鋼管であって、軸方向の降伏強度が４５０～５７０ＭＰａであり、軸方向の引張強度が５３５～７６０ＭＰａである、ラインパイプ用電縫鋼管。
【請求項5】
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電縫鋼管であって、肉厚が１２～２５ｍｍであり、外径が３０４．８～６６０．４ｍｍである、ラインパイプ用電縫鋼管。
【請求項6】
ラインパイプ用熱延鋼板であって、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１０～０．０６０％、
Ｓｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０～０．０３０％、
Ｓ：０超～０．００１０％、
Ａｌ：０．０１０～０．０３５％、
Ｎ：０．００１０～０．００８０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎｉ：０．００１～０．５００％、
Ｍｏ：０．１０～０．３０％、
Ｏ：０～０．００３０％、
Ｃａ：０超～０．００５０％、
Ｖ：０～０．１００％、
Ｃｒ：０～０．３０％、
Ｃｕ：０～０．３０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
希土類元素：０～０．０１００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
前記ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部において、フェライト分率が６０～９０％であり、
０．３μｍの測定ステップごとの方位測定で、隣り合う測定点の方位差が１５°を超えた位置を粒界とし、前記粒界に囲まれた領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の円相当径を結晶粒径と定義したとき、前記結晶粒径ごとの個数分布にその粒径の平均面積を乗じたものの分布をとったときの平均値（平均面積に該当する粒径）である有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、前記結晶粒径が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、
前記ラインパイプ用熱延鋼板の圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、前記ＲＤ面及び前記ＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義したとき、前記ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、前記ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０であり、
５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ＋０．５ｍａｓｓ％氷酢酸水溶液に１００％のＨ ２ Ｓガスを飽和させた試験液中に、９６時間浸漬した後の、式（Ａ）で定義される割れ長さ率ＣＬＲが１５％以下である、ラインパイプ用熱延鋼板。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
割れ長さ率ＣＬＲ（％）＝（割れの合計長さ／試験片長さ）×１００（％） （Ａ）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【請求項7】
請求項６に記載のラインパイプ用熱延鋼板であって、前記化学組成は、質量％で、
Ｖ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：０．０１～０．３０％、及び、
Ｃｕ：０．０１～０．３０％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、ラインパイプ用熱延鋼板。
【請求項8】
請求項６又は請求項７に記載のラインパイプ用熱延鋼板であって、前記化学組成は、質量％で、
Ｍｇ：０．００１０～０．００５０％、及び、
希土類元素：０．００１０～０．０１００％、からなる群から選択される１種以上を含有する、ラインパイプ用熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、ラインパイプ用電縫鋼管、及び、ラインパイプ用電縫鋼管の製造に用いられるラインパイプ用熱延鋼板に関する。
【背景技術】
【0002】
海底に敷設されるパイプラインは、複数のラインパイプで構成される。海底に敷設されるパイプラインは天然ガスや原油等の、パイプライン内部を通る高圧流体から高い圧力を受ける。パイプラインはさらに、波浪による繰り返し歪みと海水圧とを外部から受ける。そのため、海底のパイプラインに使用されるラインパイプ用電縫鋼管には、高い低温靭性が求められる。
【0003】
低温靭性の指標として、ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ：落重試験）保証温度がある。ＤＷＴＴ保証温度は、ＤＷＴＴ試験において８５％以上の延性破面率を有する温度を意味する。ＤＷＴＴ保証温度が低いほど、低温靭性が高いことを意味する。近年、ラインパイプ用電縫鋼管では、ＤＷＴＴ保証温度で－１０℃以下の優れた低温靭性が要求されている。
【0004】
国際公開第２０１２／００２４８１号（特許文献１）は、低温靭性に優れたラインパイプ用熱延鋼板を提案する。
【0005】
特許文献１に開示されたラインパイプ用途の熱延鋼板は、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％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなる。上記熱延鋼板はさらに、鋼板表面から板厚の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％以下であり、他の相が低温変態相及び１％以下のパーライトである。そして、ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が１μｍ以上２．５μｍ以下であり、エリア平均粒径が３μｍ以上９μｍ以下であり、エリア平均粒径の標準偏差が０．８μｍ以上２．３μｍ以下である。また、鋼板表面から板厚の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。この熱延鋼板では、厚さ中央部の初析フェライト分率と、平均粒径と、集合組織とを制御することにより、優れた強度及び低温靭性が得られる、と特許文献１には記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【文献】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】
【0007】
ところで、ラインパイプの内部を流れる流体は、硫化水素等の腐食性ガスを含有する。そのため、ラインパイプはサワー環境で使用される。そのため、このようなラインパイプでは、優れた耐ＨＩＣ性も求められる。特許文献１に開示された熱延鋼板では、電縫鋼管における低温靭性と耐ＨＩＣ性との両立に関する検討がされていない。
【0008】
本開示の目的は、優れた低温靭性及び優れた耐ＨＩＣ性を有するラインパイプ用電縫鋼管、及び、そのラインパイプ用電縫鋼管の製造に用いられるラインパイプ用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】
【0009】
本開示によるラインパイプ用電縫鋼管は、母材部の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０６０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｐ：０～０．０３０％、Ｓ：０超～０．００１０％、Ａｌ：０．０１０～０．０３５％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎｉ：０．００１～０．５００％、Ｍｏ：０．１０～０．３０％、Ｏ：０～０．００３０％、Ｃａ：０超～０．００５０％、Ｖ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～０．３０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、希土類元素：０～０．０１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、式（１）及び式（２）を満たす。
ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部において、フェライト分率が６０～９０％であり、有効結晶粒径が２０μｍ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。
ラインパイプ用電縫鋼管の圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義したとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０である。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部において、フェライト分率が６０～９０％であり、有効結晶粒径が２０μｍ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。
ラインパイプ用電縫鋼管の圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義したとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０である。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【0010】
本開示において、有効結晶粒径とは、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（商標）（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ－Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法において、隣り合う測定点（ピクセル）の方位差が１５°を超えた位置を粒界として、粒界に囲まれた領域を結晶粒と定義し、結晶粒の円相当径を結晶粒径と定義したとき、結晶粒径ごとの個数分布にその粒径の平均面積を乗じたものの分布をとったときの平均値（平均面積に該当する粒径）であるエリア平均粒径を意味する。
【0011】
本開示によるラインパイプ用熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０６０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｐ：０～０．０３０％、Ｓ：０超～０．００１０％、Ａｌ：０．０１０～０．０３５％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎｉ：０．００１～０．５００％、Ｍｏ：０．１０～０．３０％、Ｏ：０～０．００３０％、Ｃａ：０超～０．００５０％、Ｖ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～０．３０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、希土類元素：０～０．０１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、式（１）及び式（２）を満たす。
ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部において、フェライト分率が６０～９０％であり、有効結晶粒径が２０μｍ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。
ラインパイプ用熱延鋼板の圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義したとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０である。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部において、フェライト分率が６０～９０％であり、有効結晶粒径が２０μｍ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。
ラインパイプ用熱延鋼板の圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義したとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０である。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【発明の効果】
【0012】
本開示によるラインパイプ用電縫鋼管は、優れた低温靭性及び優れた耐ＨＩＣ性を有する。本開示によるラインパイプ用熱延鋼板は、ラインパイプ用電縫鋼管に製管された場合、優れた低温靭性及び優れた耐ＨＩＣ性を有する。
【図面の簡単な説明】
【0013】
【図2】図２は、本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管及びラインパイプ用熱延鋼板において、圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面としたとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である面（以下、特定面ともいう）を示す斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【0014】
本発明者らは、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靱性、及び、耐ＨＩＣについて調査及び検討を行った。はじめに、本発明者らは、ラインパイプ用鋼材の低温靭性の調査及び検討を行い、次の知見を得た。
【0015】
（Ａ）通常、鋼の強度（又は硬度）と靭性とは相反する。フェライトは軟質な組織である。したがって、鋼の組織がフェライト主体であれば、鋼の低温靭性が高まる。
【0016】
フェライト粒が微細であれば、鋼の低温靭性がさらに高まる。たとえば、フェライト粒を微細にするためには、圧延時の加熱温度を１２００℃以下として、結晶粒の粗大化を抑制する。さらに、圧延後の未再結晶組織（仕上げ圧延工程時の組織）に多数の核生成サイトを生成して、多数の新たなフェライト粒が生成するよう冷却を制御する。この場合、最終的なフェライト粒が微細になり、その結果、鋼の低温靭性が高まる。
【0017】
一方、鋼の組織がベイナイト主体であれば、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）が生成するものの、それら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、結晶粒が粗大化しやすく、低温靭性が低下しやすい。したがって、本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管では、組織をフェライト主体とする。化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０６０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｐ：０～０．０３０％、Ｓ：０超～０．００１０％、Ａｌ：０．０１０～０．０３５％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎｉ：０．００１～０．５００％、Ｍｏ：０．１０～０．３０％、Ｏ：０～０．００３０％、Ｃａ：０超～０．００５０％、Ｖ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～０．３０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、希土類元素：０～０．０１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなる場合、後述の製造工程を実施することで、フェライト主体のミクロ組織が得られる。
【0018】
（Ｂ）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂはいずれも、ラインパイプ用電縫鋼管の連続冷却変態曲線図（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｄｉａｇｒａｍ：ＣＣＴ線図）のＳ曲線（フェライト領域、パーライト領域、及び、ベイナイト領域）に影響を与える。
【0019】
Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３と定義する。Ｆ１が低すぎれば、ＣＣＴ線図のＳ曲線は左側にシフトし過ぎる。この場合、鋼の低温靭性が低下する。この理由は次のとおりである。
【0020】
オーステナイトからフェライトに変態する際の駆動力（相変態の駆動力）の大きさは、鋼材温度に相関する。鋼材温度が高い場合、相変態の駆動力は小さい。そのため、フェライト変態核は生成されにくい。さらに、鋼材温度が高いため、フェライト粒の成長は速い。その結果、フェライト粒が粗大化する。一方、鋼材温度が低い場合、相変態の駆動力は大きい。そのため、フェライト変態核が生成されやすい。さらに、鋼材温度が低いため、フェライト粒の成長は遅い。その結果、フェライト粒が微細化する。したがって、ＣＣＴ線図において、鋼材温度が高い状態でフェライトノーズ（フェライト領域）に入れば、フェライト粒が粗大化しやすい。一方、鋼材温度がある程度低い状態でフェライトノーズ（フェライト領域）に入れば、フェライト粒が微細化しやすい。
【0021】
Ｆ１が低すぎて、ＣＣＴ線図のＳ曲線が左側にシフトし過ぎた場合、鋼材温度が高い状態でフェライト領域に入る。そのため、上記のとおり、フェライト粒が粗大化して、有効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。この場合、鋼の低温靭性が低下する。Ｆ１が低すぎればさらに、焼入れ性が低下して十分な強度が得られない。
【0022】
一方、Ｆ１が高すぎれば、Ｓ曲線が右側にシフトし過ぎる。この場合、冷却曲線がフェライトノーズにかかりにくくなる。その結果、ベイナイト、マルテンサイト等の硬質組織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。その結果、鋼の低温靭性が低下する。
【0023】
図１は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０６０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｐ：０～０．０３０％、Ｓ：０超～０．００１０％、Ａｌ：０．０１０～０．０３５％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎｉ：０．００１～０．５００％、Ｍｏ：０．１０～０．３０％、Ｏ：０～０．００３０％、Ｃａ：０超～０．００５０％、Ｖ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～０．３０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、希土類元素：０～０．０１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなる鋼材におけるＣＣＴ線図の一例である。図１中、Ｆはフェライトノーズ、Ｐはパーライトノーズ、及びＢはベイナイトノーズを示す。
【0024】
図１において、Ｆ１が０．３００～０．３５０であれば、各相のＳ曲線（フェライト、パーライト、ベイナイト）がＣＣＴ線図において適度な位置に配置される。この場合、図１中の冷却曲線Ｃ１のように、主としてフェライト領域を通って冷却することができる。そのため、フェライト主体の組織を生成でき、高い低温靭性を得ることができる。したがって、上述の化学組成が式（１）を満たせば、ミクロ組織をフェライト主体とすることができ、かつ、フェライト粒を微細化でき、粗大なフェライト粒の割合を抑制できると本発明者らは考えた。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
【0025】
本発明者らはさらに、ラインパイプ用電縫鋼管の耐ＨＩＣ性について検討を行った。耐ＨＩＣ性を高めるために、Ｃａを含有して、鋼中のＭｎＳの形態を制御することにより、ＭｎＳへの水素の集積を抑制して、ＭｎＳが割れの起点となることを抑制できる。そこで、上述の式（１）を満たす化学組成において、ＭｎＳの形態を制御するためには、Ｓ含有量に対するＣａ含有量の比（つまり、Ｃａ／Ｓ）を適切な範囲とすることが重要であると本発明者らは考えた。本発明者らがさらに検討した結果、上述の式（１）を満たす化学組成において、さらに、式（２）を満たせば、低温靭性を高めつつ、耐ＨＩＣ性を高めることができることが分かった。
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
【0026】
本発明者らはさらに、上述の化学組成による調整だけなく、ミクロ組織も制御することにより、さらなる低温靭性の向上が可能と考えた。そこで、本発明者らは、式（１）及び式（２）を満たす上述の化学組成を有するラインパイプ用電縫鋼管において、さらなる低温靭性の向上について検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
【0027】
上述のとおり、ラインパイプの内部は、天然ガスや原油等の流体（気体又は液体）が高圧で充填されており、最大応力は鋼管の周方向に作用する。そのため、き裂が発生した場合、き裂はラインパイプ用電縫鋼管の軸方向に沿って伝播しやすい。つまり、ラインパイプ用電縫鋼管において、割れは、電縫鋼管の軸方向に沿って発生しやすい。
【0028】
ところで、ラインパイプ用電縫鋼管は次の方法で製造される。成形ロールを用いてラインパイプ用熱延鋼板を円筒状の素管（オープンパイプ）に成形する。成形された素管では、熱延鋼板の板幅方向（以下、ＴＤ方向ともいう）が、素管の周方向となるように成形されている。素管の突合せ部を電縫溶接して、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する。つまり、ラインパイプ用電縫鋼管においては、管軸方向が圧延方向（以下、ＲＤ方向ともいう）であり、電縫鋼管の周方向が、熱延鋼板のＴＤ方向に相当する。上記のとおり、ラインパイプ用電縫鋼管において、き裂はＲＤ方向、つまりラインパイプ用電縫鋼管の軸方向に伝播しやすい。
【0029】
そこで、本発明者らは、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性を高めるためには、ラインパイプ用電縫鋼管の軸方向に相当するＲＤ方向のき裂の伝播を抑制すればよいと考えた。そこで、本発明者らは、ＲＤ方向へのき裂の伝播を抑制する方法を検討した。
【0030】
本発明者らは、き裂の伝播抑制方法として、鋼の集合組織に着目した。
【0031】
上述のとおり、式（１）及び式（２）を満たす上述の化学組成を有する本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管のミクロ組織は、フェライトが主体である。フェライトは体心立方構造を有する。そのため、鋼の集合組織において、｛１１０｝面及び｛１１１｝面と比較して、｛１００｝面に沿ってき裂が伝播しやすく、｛１００｝面で剥離が生じやすい。
【0032】
以上の検討結果から、本発明者らは、フェライト結晶粒における｛１００｝面の法線が、ＲＤ方向と垂直である場合、つまり、｛１００｝面がＲＤ方向に沿って延びている場合、き裂が伝播しやすいと考えた。そして、｛１００｝面の法線を、ＲＤ方向と垂直な方向から４５°傾ければ、き裂の伝播を抑制できると考えた。｛１００｝面の法線とＲＤ方向とがなす角が４５°の場合、｛１００｝面の延在方向を、き裂が伝播しやすい方向であるＲＤ方向から最も大きく傾ける（離す）ことができるからである。以下、この点について、より具体的に説明する。
【0033】
図２は、ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部、又は、ラインパイプ用電縫鋼管を製造するためのラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部の微小領域の模式図である。図２を参照して、圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義する。また、ＲＤ面の法線をＲＤ方向、ＮＤ面の法線をＮＤ方向、ＴＤ面の法線をＴＤ方向と定義する。ＲＤ方向は圧延方向に相当する。ＴＤ方向は熱延鋼板における板幅方向に相当し、ラインパイプ用電縫鋼管における周方向に相当する。ＮＤ方向は板厚方向及び肉厚方向に相当する。
【0034】
なお、ラインパイプ用電縫鋼管の場合、周方向は湾曲しているが、上述の微小領域では、円周方向はほぼ直線であり、実質的に直線のＴＤ方向に一致する。そのため、図２で示す特定面は、ラインパイプ用電縫鋼管においても、同様に示される。
【0035】
図２の微小領域において、法線がＲＤ方向に対して４５°となる面を、特定面と定義する。図２では、特定面の一例として、法線とＲＤ方向とがなす角度が４５°であり、かつ、法線とＴＤ方向とのなす角度が４５°である特定面を示している。法線がＲＤ方向となる角度が４５°となる特定面において、｛１００｝面の集積度を高めれば、つまり、特定面において、｛１００｝面が特定面と平行な結晶粒（以下、｛１００｝結晶粒という）の割合が多くなれば、｛１００｝面がＲＤ方向に沿った結晶粒の割合が減少する。その結果、ＲＤ方向に沿ったき裂の進展を抑制できると、本発明者らは考えた。
【0036】
以上の考えに基づいて、本発明者らは、特定面における｛１００｝面の集積度と、－３０℃でＤＷＴＴ試験を行った場合の延性破面率（％）との関係について調査を行った。
【0037】
図３は、法線とＲＤ方向とがなす角度が４５°であり、かつ、法線とＴＤ方向とのなす角度が４５°である特定面における｛１００｝面の集積度と、－３０℃でＤＷＴＴ試験を行った場合の延性破面率（％）との関係を示す図である。図３は次の方法により得られた。
【0038】
後述の実施例における表１に示す鋼Ａの組成を有するスラブを用いて、ラインパイプ用電縫鋼管を製造した。具体的にはスラブを加熱炉で、１２００～１２８０℃の温度に加熱した。加熱されたスラブに対して粗圧延を実施した。粗圧延の最終スタンド出側の温度Ｔ０は９００～９８５℃、及び、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間ｔ０は５０～２３０秒であった。粗圧延後、７６０～８００℃で仕上げ圧延を行って、熱延鋼板を製造した。仕上げ圧延後の熱延鋼板に対して、ＲＯＴ（Ｒｕｎ Ｏｕｔ Ｔａｂｌｅ）での冷却を実施した。以上の製造工程によりラインパイプ用熱延鋼板を製造した。ラインパイプ用熱延鋼板を用いて上述の方法で製管し、外径が３０４．８～６６０．４ｍｍ、肉厚１２～２５ｍｍのラインパイプ用電縫鋼管を製造した。
【0039】
後述の方法に基づいて、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ：後方散乱電子線回折）法を用いて、特定面における｛１００｝面の集積度を測定した。ＥＢＳＤ法での測定条件は倍率を４００倍とした。また、視野面積を２００μｍ×５００μｍとし、測定ステップを０．３μｍとした。
【0040】
さらに、ラインパイプ用電縫鋼管に対して低温靭性試験を実施した。具体的には、ＡＰＩ ５Ｌ３の規定に準拠して、－３０℃でＤＷＴＴ試験を行い、延性破面率を求めた。特定面における｛１００｝面の集積度と、得られた延性破面率とを用いて、図３を作成した。
【0041】
図３を参照して、特定面での｛１００｝面の集積度の増加に伴い、延性破面率は顕著に高まる。そして、｛１００｝集積度が１．５０を超えれば、延性破面率が８５％以上となる。そして、｛１００｝集積度が１．５０以上となれば、｛１００｝集積度が高くなっても、延性破面率はそれほど大きく変化しなかった。つまり、特定面での｛１００｝集積度に対する延性破面率は、｛１００｝集積度＝１．５０付近で変曲点を有した。特定面における｛１００｝面の集積度が１．５０以上であれば、延性破面率が８５％以上となり、低温靭性に優れたラインパイプ用電縫鋼管が得られることを、本発明者らは初めて知見した。
【0042】
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるラインパイプ用電縫鋼管は、母材部の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０６０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｐ：０～０．０３０％、Ｓ：０超～０．００１０％、Ａｌ：０．０１０～０．０３５％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎｉ：０．００１～０．５００％、Ｍｏ：０．１０～０．３０％、Ｏ：０～０．００３０％、Ｃａ：０超～０．００５０％、Ｖ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～０．３０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、希土類元素：０～０．０１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、式（１）及び式（２）を満たす。
ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部において、フェライト分率が６０～９０％であり、有効結晶粒径が２０μｍ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。
ラインパイプ用電縫鋼管の圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義したとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０である。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部において、フェライト分率が６０～９０％であり、有効結晶粒径が２０μｍ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。
ラインパイプ用電縫鋼管の圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義したとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０である。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【0043】
上述の母材部の化学組成は、質量％で、Ｖ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：０．０１～０．３０％、及び、Ｃｕ：０．０１～０．３０％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
【0044】
上述の母材部の化学組成は、質量％で、Ｍｇ：０．００１０～０．００５０％、及び、希土類元素：０．００１０～０．０１００％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
【0045】
上述のラインパイプ用電縫鋼管では、軸方向の降伏強度が４５０～５７０ＭＰａであり、軸方向の引張強度が５３５～７６０ＭＰａであってもよい。
【0046】
上記ラインパイプ用電縫鋼管ではたとえば、肉厚が１２～２５ｍｍであり、外径が３０４．８～６６０．４ｍｍである。
【0047】
本実施形態によるラインパイプ用熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０６０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｐ：０～０．０３０％、Ｓ：０超～０．００１０％、Ａｌ：０．０１０～０．０３５％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎｉ：０．００１～０．５００％、Ｍｏ：０．１０～０．３０％、Ｏ：０～０．００３０％、Ｃａ：０超～０．００５０％、Ｖ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～０．３０％、Ｃｕ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、希土類元素：０～０．０１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、式（１）及び式（２）を満たす。
ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部において、フェライト分率が６０～９０％であり、有効結晶粒径が２０μｍ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。
ラインパイプ用熱延鋼板の圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義したとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０である。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部において、フェライト分率が６０～９０％であり、有効結晶粒径が２０μｍ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。
ラインパイプ用熱延鋼板の圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義したとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０である。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【0048】
上述のラインパイプ用熱延鋼板の化学組成は、質量％で、Ｖ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：０．０１～０．３０％、及び、Ｃｕ：０．０１～０．３０％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
【0049】
上述のラインパイプ用熱延鋼板の化学組成は、質量％で、Ｍｇ：０．００１０～０．００５０％、及び、希土類元素：０．００１０～０．０１００％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
【0050】
以下、本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管、及びラインパイプ用熱延鋼板について詳述する。ここで、ラインパイプ用熱延鋼板とは、ラインパイプ用電縫鋼管の製造に用いられる熱延鋼板であり、ラインパイプ用電縫鋼管の素材に相当する。なお、本明細書において、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
【0051】
［化学組成］
本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管の母材部の化学組成、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の化学組成は、いずれも、次の元素を含有する。
本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管の母材部の化学組成、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の化学組成は、いずれも、次の元素を含有する。
【0052】
Ｃ：０．０１０～０．０６０％
炭素（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。したがって、Ｃ含有量は０．０１０％以上である。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、炭化物が生成し、鋼の低温靭性及び延性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０６０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｃ含有量は０．０１０～０．０６０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．０５８％である。
炭素（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。したがって、Ｃ含有量は０．０１０％以上である。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、炭化物が生成し、鋼の低温靭性及び延性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０６０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｃ含有量は０．０１０～０．０６０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．０５８％である。
【0053】
Ｓｉ：０．０５～０．３０％
シリコン（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。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％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。したがって、Ｓｉ含有量は、０．３０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｓｉ含有量は０．０５～０．３０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２１％である。
シリコン（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。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５％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。したがって、Ｓｉ含有量は、０．３０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｓｉ含有量は０．０５～０．３０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２１％である。
【0054】
Ｍｎ：０．５０～２．００％
マンガン（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。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％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。したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以下である。以上より、本実施形態において、Ｍｎ含有量は、０．５０～２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．８０％であり、さらに好ましくは１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。
マンガン（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。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％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。したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以下である。以上より、本実施形態において、Ｍｎ含有量は、０．５０～２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．８０％であり、さらに好ましくは１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。
【0055】
Ｐ：０～０．０３０％
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。本実施形態では、Ｐ含有量は０～０．０３０％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量は０％であってもよい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、製造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。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。本実施形態では、Ｐ含有量は０～０．０３０％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量は０％であってもよい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、製造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。
【0056】
Ｓ：０超～０．００１０％
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは耐ＨＩＣ性を低下する。ＭｎＳはさらに、低温靭性を低下する。したがって、本実施形態では、Ｓ含有量は０超～０．００１０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０００９％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、製造コスト低減の観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよく、０．０００２％以上であってもよく、０．０００５％以上であってもよい。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは耐ＨＩＣ性を低下する。ＭｎＳはさらに、低温靭性を低下する。したがって、本実施形態では、Ｓ含有量は０超～０．００１０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０００９％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、製造コスト低減の観点から、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよく、０．０００２％以上であってもよく、０．０００５％以上であってもよい。
【0057】
Ａｌ：０．０１０～０．０３５％
アルミニウム（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。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０％以上である。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、Ａｌ窒化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０３５％以下である。以上より、本実施形態において、Ａｌ含有量は、０．０１０～０．０３５％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。本明細書において、Ａｌ含有量は鋼中の全Ａｌ含有量を意味する。
アルミニウム（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。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０％以上である。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、Ａｌ窒化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０３５％以下である。以上より、本実施形態において、Ａｌ含有量は、０．０１０～０．０３５％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。本明細書において、Ａｌ含有量は鋼中の全Ａｌ含有量を意味する。
【0058】
Ｎ：０．００１０～０．００８０％
窒素（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、これらの効果が得られない。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上である。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、炭窒化物を粗大化し、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００８０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｎ含有量は０．００１０～０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
窒素（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、これらの効果が得られない。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上である。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、炭窒化物を粗大化し、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００８０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｎ含有量は０．００１０～０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
【0059】
Ｎｂ：０．０１０～０．０８０％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣやＮと結合して微細なＮｂ炭窒化物等を形成する。本明細書において「炭窒化物等」とは、炭化物、窒化物、及び炭窒化物の総称である。Ｎｂ炭窒化物等は、ピンニング効果により、結晶粒の粗大化を抑制し、有効結晶粒径を小さくする。そのため、Ｎｂは、鋼の低温靭性を高める。さらに、微細なＮｂ炭窒化物等は、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、これらの効果が得られない。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０％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。したがって、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｎｂ含有量は０．０１０～０．０８０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は、０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣやＮと結合して微細なＮｂ炭窒化物等を形成する。本明細書において「炭窒化物等」とは、炭化物、窒化物、及び炭窒化物の総称である。Ｎｂ炭窒化物等は、ピンニング効果により、結晶粒の粗大化を抑制し、有効結晶粒径を小さくする。そのため、Ｎｂは、鋼の低温靭性を高める。さらに、微細なＮｂ炭窒化物等は、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、これらの効果が得られない。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０％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。したがって、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｎｂ含有量は０．０１０～０．０８０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は、０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
【0060】
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
チタン（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、これらの効果が得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５％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が生成したりする。この場合、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０３０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は、０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０１９％である。
チタン（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、これらの効果が得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５％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が生成したりする。この場合、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０３０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は、０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０１９％である。
【0061】
Ｎｉ：０．００１～０．５００％
ニッケル（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。したがって、Ｎｉ含有量は０．００１％以上である。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、この効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は、０．５００％以下である。以上より、Ｎｉ含有量は０．００１～０．５００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．１５０％である。
ニッケル（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。したがって、Ｎｉ含有量は０．００１％以上である。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、この効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は、０．５００％以下である。以上より、Ｎｉ含有量は０．００１～０．５００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２５０％であり、さらに好ましくは０．１５０％である。
【0062】
Ｍｏ：０．１０～０．３０％
モリブデン（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。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０％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。したがって、Ｍｏ含有量は０．３０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｍｏ含有量は０．１０～０．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．１２％であり、さらに好ましくは、０．１５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２２％である。
モリブデン（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。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０％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。したがって、Ｍｏ含有量は０．３０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｍｏ含有量は０．１０～０．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．１２％であり、さらに好ましくは、０．１５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２２％である。
【0063】
Ｏ：０～０．００３０％
酸素（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（耐ＨＩＣ性）を低下する。Ｏはさらに、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。本実施形態において、Ｏ含有量は０～０．００３０％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２５％である。Ｏ含有量は、０％であってもよい。しかしながら、Ｏ含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、製造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、０．０００５％以上であってもよい。
酸素（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（耐ＨＩＣ性）を低下する。Ｏはさらに、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。本実施形態において、Ｏ含有量は０～０．００３０％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２５％である。Ｏ含有量は、０％であってもよい。しかしながら、Ｏ含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、製造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、０．０００５％以上であってもよい。
【0064】
Ｃａ：０超～０．００５０％、
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳの形態を制御して、球状化する。この場合、鋼の耐ＨＩＣ性を高め、かつ、鋼の低温靭性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、後述の式（１）及び式（２）を満たすことを条件として、上記効果が得られる。したがって、Ｃａ含有量は０％超である。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が形成される。この場合、鋼の耐ＨＩＣ性及び低温靭性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｃａ含有量は０超～０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳの形態を制御して、球状化する。この場合、鋼の耐ＨＩＣ性を高め、かつ、鋼の低温靭性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、後述の式（１）及び式（２）を満たすことを条件として、上記効果が得られる。したがって、Ｃａ含有量は０％超である。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が形成される。この場合、鋼の耐ＨＩＣ性及び低温靭性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５０％以下である。以上より、本実施形態において、Ｃａ含有量は０超～０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
【0065】
本実施の形態によるラインパイプ用電縫鋼管の母材部の化学組成の残部、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、ラインパイプ用電縫鋼管、又は、ラインパイプ用熱延鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管及びラインパイプ用熱延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【0066】
［任意元素について］
上述のラインパイプ用電縫鋼管の母材部の化学組成、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｃｒ及びＣｕからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼の強度を高める。
上述のラインパイプ用電縫鋼管の母材部の化学組成、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｃｒ及びＣｕからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼の強度を高める。
【0067】
Ｖ：０～０．１００％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは鋼中の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。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、Ｖ炭窒化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は、０～０．１００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０～０．０８０％であり、さらに好ましくは０～０．０７０％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは鋼中の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。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、Ｖ炭窒化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は、０～０．１００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０～０．０８０％であり、さらに好ましくは０～０．０７０％である。
【0068】
Ｃｒ：０～０．３０％
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｒは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｒ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。したがって、Ｃｒ含有量は０～０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｒは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｒ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。したがって、Ｃｒ含有量は０～０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
【0069】
Ｃｕ：０～０．３０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、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。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．３０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、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。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．３０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
【0070】
上述のラインパイプ用電縫鋼管の母材部の化学組成、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｇ及び希土類元素からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼を脱酸及び脱硫する。
【0071】
Ｍｇ：０～０．００５０％
マグネシウム（Ｍｇ）は、任意の元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。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、Ｍｇはさらに、微細な酸化物を生じて、熱影響部（ＨＡＺ）の靭性の向上にも寄与する。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、酸化物が凝集又は粗大化し易くなる。その結果、耐ＨＩＣ性が低下したり、母材部又は溶接熱影響部の靱性が低下したりする。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００５０％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は、任意の元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。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、Ｍｇはさらに、微細な酸化物を生じて、熱影響部（ＨＡＺ）の靭性の向上にも寄与する。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、酸化物が凝集又は粗大化し易くなる。その結果、耐ＨＩＣ性が低下したり、母材部又は溶接熱影響部の靱性が低下したりする。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００５０％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。
【0072】
希土類元素：０～０．０１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は、任意の元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として機能する。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物が生成される。その結果、耐ＨＩＣ性が低下したり、母材部又は溶接熱影響部の靱性が低下したりする。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は、任意の元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として機能する。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物が生成される。その結果、耐ＨＩＣ性が低下したり、母材部又は溶接熱影響部の靱性が低下したりする。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
【0073】
ここで、ＲＥＭとは、原子番号２１のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）及び、アクチノイドである原子番号８９番のアクチニウム（Ａｃ）～１０３番のローレンシウム（Ｌｒ）からなる群から選択される１種以上の元素である。複数種類のＲＥＭが含有される場合、上記ＲＥＭの含有量は、複数種類のＲＥＭの合計含有量を意味する。
【0074】
［式（１）について］
上述の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、式（１）中の元素記号に対応する元素が含有されていない場合、式（１）中の対応する元素記号には「０」が代入される。
上述の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３５０ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、式（１）中の元素記号に対応する元素が含有されていない場合、式（１）中の対応する元素記号には「０」が代入される。
【0075】
上述のとおり、本実施の形態のラインパイプ用電縫鋼管の母材部、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の化学組成において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂ含有量はＣＣＴ線図のＳ曲線に影響する。
【0076】
Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３と定義する。Ｆ１が低すぎれば、図１に示すＣＣＴ線図のフェライト、パーライト及びベイナイトのＳ曲線が、図中の左側にシフトし過ぎる。この場合、鋼の低温靭性が低下する。この理由は次のとおりである。
【0077】
冷却過程において、オーステナイトからフェライトに変態する際の駆動力（相変態の駆動力）の大きさは、鋼材温度に相関する。ＣＣＴ線図において、鋼材温度が高い状態でフェライトノーズ（フェライト領域）に入る場合、相変態の駆動力は小さい。そのため、フェライト変態核は生成されにくい。しかしながら鋼材温度が高いため、フェライト粒の成長は早い。したがって、フェライト粒が粗大化する。一方、鋼材温度が低い状態でフェライトノーズ（フェライト領域）に入る場合、相変態の駆動力は大きい。そのため、フェライト変態核が生成されやすい。さらに、鋼材温度が低いため、フェライト粒の成長は遅い。したがって、フェライト粒が微細化する。
【0078】
Ｆ１が低すぎてＣＣＴ線図中のフェライト、パーライト及びベイナイトのＳ曲線が左側にシフトし過ぎた場合、鋼材温度が高い状態でフェライト領域に入る。この場合、フェライト粒が粗大化して、有効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。その結果、鋼の低温靭性が低下する。Ｆ１が低すぎればさらに、焼入れ性が低下して十分な強度が得られない。
【0079】
一方、Ｆ１が高すぎれば、ＣＣＴ線図中のフェライト、パーライト及びベイナイトのＳ曲線が右側（長時間側）にシフトする。この場合、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が生成しやすくなり、組織中のフェライト面積率が低下する。この場合、鋼の低温靭性が低下する。Ｆ１が高すぎればさらに、鋼の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼の低温靭性が低下する。
【0080】
Ｆ１が０．３００～０．３５０であれば、図１に示す冷却曲線Ｃ１を実施した場合において、フェライト、パーライト及びベイナイトのＳ曲線が適切な位置に配置されている。そのため、製造工程において、冷却曲線Ｃ１に沿って鋼板を冷却した場合、ラインパイプ用熱延鋼板の厚さ中央部、及び、ラインパイプ用電縫鋼管の肉厚中央部において、フェライト分率を６０～９０％にすることができ、鋼の低温靭性を高めることができる。
【0081】
［式（２）について］
上述の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
ここで、式（２）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上述の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
２．００≦Ｃａ／Ｓ≦５．００ （２）
ここで、式（２）の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【0082】
Ｆ２＝Ｃａ／Ｓと定義する。Ｆ２は、耐ＨＩＣ性の指標である。式（１）を満たす上述の化学組成であっても、Ｆ２が２．００未満であれば、ＭｎＳの形態を十分に制御できず、球状化しにくい。そのため、耐ＨＩＣ性が低下する。一方、Ｆ２が５．００を超えれば、粗大なＣａ系酸化物が生成して、低温靭性を低下する。したがって、Ｆ２は２．００～５．００である。Ｆ２の好ましい下限は２．１０であり、さらに好ましくは２．２０である。Ｆ２の好ましい上限は４．９０であり、さらに好ましくは４．８０である。
【0083】
［フェライト分率について］
本実施形態によるラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部のミクロ組織、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部のミクロ組織は、フェライト、ベイナイト、及び、パーライトからなり、残部は、析出物及び／又は介在物である。ここで、肉厚中央部とは、肉厚をｔｍｍと定義した場合、肉厚中央位置から肉厚方向に±２０％の範囲を意味する。また、板厚中央部とは、板厚をｔｍｍと定義した場合、板厚中央位置から板厚方向に±２０％の範囲を意味する。
本実施形態によるラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部のミクロ組織、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部のミクロ組織は、フェライト、ベイナイト、及び、パーライトからなり、残部は、析出物及び／又は介在物である。ここで、肉厚中央部とは、肉厚をｔｍｍと定義した場合、肉厚中央位置から肉厚方向に±２０％の範囲を意味する。また、板厚中央部とは、板厚をｔｍｍと定義した場合、板厚中央位置から板厚方向に±２０％の範囲を意味する。
【0084】
上述のとおり、鋼の厚さ中央部の組織のフェライト分率が６０％以上であれば、有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、粗大結晶粒率が２０％以下であることを前提として、鋼の低温靭性が高まる。フェライト分率が６０％未満の場合、低温靭性が低下する。また、Ｃを含有する本実施形態における化学組成において、フェライト分率の上限は９０％である。したがって、本実施形態によるラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部のミクロ組織、及び、本実施形態によるラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部のミクロ組織において、フェライト分率は６０～９０％である。フェライト分率の好ましい下限は６５％であり、さらに好ましくは７０％であり、さらに好ましくは７５％である。
【0085】
フェライト分率は、次の方法で測定される。ラインパイプ用電縫鋼管の場合、ラインパイプ用電縫鋼管の母材部のうち電縫溶接部から周方向に９０°ずれた位置の肉厚中央部から、試料を採取する。ラインパイプ用熱延鋼板の場合、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部から、試料を採取する。
【0086】
採取され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。研磨された試料に対して、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（商標）を用いたＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）法により、次の方法でフェライト分率（％）を求める。なお、ＫＡＭ法によるフェライト分率を測定するときの観察視野面は、ＲＤ方向に２００μｍ、ＮＤ方向に５００μｍの矩形とする。観察倍率は４００倍とし、測定ステップは０．３μｍとする。
【0087】
ＫＡＭ法では、測定データのうち、任意のひとつの正六角形のピクセルを中心のピクセルとする。この中心のピクセルに隣り合う６個のピクセルを用いた第一近似（全７ピクセル）、又は、これらの６個のピクセルのさらにその外側の１２個のピクセルも用いた第二近似（全１９ピクセル）、又は、これら１２個のピクセルのさらに外側の１８個のピクセルも用いた第三近似（全３７ピクセル）について、各ピクセル間の方位差を求める。求めた方位差を平均し、得られた平均値をその中心のピクセルの値とする。この操作をピクセル全体に対して行う。本実施の形態では、第三近似により隣接するピクセル間の方位差５°以下となるものを表示させる。本実施の形態では、視野範囲の全面積に対する、方位差第三近似１°以下と算出されたピクセルの面積分率をフェライト分率と定義する。方位差第三近似１°を超えるものは、ベイナイト等のフェライト以外の組織とする。
【0088】
［有効結晶粒径について］
本実施形態ではさらに、ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部のミクロ組織、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部でのミクロ組織において、有効結晶粒径が２０μｍ以下である。有効結晶粒径が大きすぎれば、鋼の低温靭性が低下する。本実施形態では、上述の有効結晶粒径が２０μｍ以下であるため、優れた低温靭性が得られる。有効結晶粒径の好ましい上限は、１７μｍであり、さらに好ましくは１５μｍである。
本実施形態ではさらに、ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部のミクロ組織、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部でのミクロ組織において、有効結晶粒径が２０μｍ以下である。有効結晶粒径が大きすぎれば、鋼の低温靭性が低下する。本実施形態では、上述の有効結晶粒径が２０μｍ以下であるため、優れた低温靭性が得られる。有効結晶粒径の好ましい上限は、１７μｍであり、さらに好ましくは１５μｍである。
【0089】
有効結晶粒径は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭを用いて測定する。具体的には、フェライト分率の測定と同様に試料を採取及び研磨する。研磨された試料をＥＢＳＰ－ＯＩＭを用いて解析する。より具体的には、測定ステップ（０．３μｍ）ごとの方位測定で、隣り合う測定点の方位差が、１５°を超えた位置を粒界とする。１５°は大傾角粒界の閾値であり、一般的に結晶粒界として認識されている。粒界に囲まれた領域を結晶粒として、その粒径及び結晶粒の表面積を求める。得られた粒径及び表面積からエリア平均粒径を求める。具体的には、粒界に囲まれた領域を結晶粒と定義し、結晶粒の円相当径を結晶粒径と定義したとき、結晶粒径ごとの個数分布にその粒径の平均面積を乗じたものの分布をとったときの平均値（平均面積に該当する粒径）をエリア平均粒径と定義する。本明細書中において、求めたエリア平均粒径を有効結晶粒径とする。なお、視野範囲は、肉厚中央部を中心として、２００μｍ（ＲＤ方向）×５００μｍ（ＮＤ方向）とする。観察倍率は４００倍とし、測定ステップは０．３μｍとする。
【0090】
［粗大結晶粒率について］
本実施形態ではさらに、ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部のミクロ組織、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部でのミクロ組織において、結晶粒径が２０μｍ以上のフェライト結晶粒の面積率である「粗大結晶粒率」が２０％以下である。結晶粒が粗大である場合、鋼の低温靭性が低下する。粗大結晶粒率が２０％以下であれば、優れた低温靭性が得られる。粗大結晶粒率の好ましい上限は、１８％であり、さらに好ましくは１５％である。粗大結晶粒率は低い程好ましい。
本実施形態ではさらに、ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部のミクロ組織、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部でのミクロ組織において、結晶粒径が２０μｍ以上のフェライト結晶粒の面積率である「粗大結晶粒率」が２０％以下である。結晶粒が粗大である場合、鋼の低温靭性が低下する。粗大結晶粒率が２０％以下であれば、優れた低温靭性が得られる。粗大結晶粒率の好ましい上限は、１８％であり、さらに好ましくは１５％である。粗大結晶粒率は低い程好ましい。
【0091】
粗大結晶粒率は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭを用いて測定する。フェライト分率の測定と同様に試料を採取及び研磨する。研磨された試料をＥＢＳＰ－ＯＩＭを用いて解析する。視野範囲は、肉厚中央部を中心として、２００μｍ（ＲＤ方向）×５００μｍ（ＮＤ方向）とする。観察倍率は４００倍とし、測定ステップは０．３μｍとする。ＥＢＳＰ－ＯＩＭ測定において観察した測定対象の視野範囲の面積をＮ、粗大結晶粒の面積をｎとして、式（３）に代入することで求めることができる。
粗大結晶粒率（％）＝（ｎ／Ｎ）×１００ （３）
粗大結晶粒率（％）＝（ｎ／Ｎ）×１００ （３）
【0092】
［特定面における｛１００｝面の集積度：１．５０～２．５０］
本実施形態ではさらに、ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部において、圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義したとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０である。これにより、ＲＤ方向のき裂の伝播が抑制され、ラインパイプ用電縫鋼管、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の低温靭性がさらに高まる。
本実施形態ではさらに、ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部において、圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面と定義したとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０である。これにより、ＲＤ方向のき裂の伝播が抑制され、ラインパイプ用電縫鋼管、及び、ラインパイプ用熱延鋼板の低温靭性がさらに高まる。
【0093】
特定面における｛１００｝面の集積度が１．５０未満の場合、図３に示すとおり、低温靭性が急速に低下する。一方、特定面における｛１００｝面の集積度が１．５０以上である場合、図３において、延性破面率を８５％以上に維持することができ、優れた低温靭性を示す。なお、｛１００｝集積度の上限は特に限定されないが、－３０℃のＤＷＴＴ保証温度において、２．５０であれば十分である。したがって、特定面における｛１００｝面の集積度は１．５０～２．５０である。特定面における｛１００｝面の集積度の好ましい下限は１．６０であり、さらに好ましくは１．７０であり、さらに好ましくは１．８０であり、さらに好ましくは２．００である。｛１００｝面の集積度の好ましい上限は２．４０である。
【0094】
［特定面における｛１００｝面の集積度の測定方法］
特定面における｛１００｝面の集積度は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（商標）を用いて測定する。具体的には、ラインパイプ用電縫鋼管の場合、ラインパイプ用電縫鋼管の母材部のうち電縫溶接部から周方向に９０°ずれた位置の肉厚中央部から、試料を採取する。ラインパイプ用熱延鋼板の場合、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部から、試料を採取する。採取された試料をコロイダルシリカ研磨剤で３０～６０分研磨する。研磨された試料について、ＥＢＳＰ－ＯＩＭのＥＢＳＤ法を用いて解析する。ＥＢＳＤ法での測定条件は、倍率：４００倍、視野面積：２００μｍ×５００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとする。ＥＢＳＤ測定により、球面調和関数法を用いて、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面に垂直な方向に対する逆極点図のＴｅｘｔｕｒｅ解析を実施して、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面における｛１００｝面の集積度を求める。
特定面における｛１００｝面の集積度は、ＥＢＳＰ－ＯＩＭ（商標）を用いて測定する。具体的には、ラインパイプ用電縫鋼管の場合、ラインパイプ用電縫鋼管の母材部のうち電縫溶接部から周方向に９０°ずれた位置の肉厚中央部から、試料を採取する。ラインパイプ用熱延鋼板の場合、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部から、試料を採取する。採取された試料をコロイダルシリカ研磨剤で３０～６０分研磨する。研磨された試料について、ＥＢＳＰ－ＯＩＭのＥＢＳＤ法を用いて解析する。ＥＢＳＤ法での測定条件は、倍率：４００倍、視野面積：２００μｍ×５００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとする。ＥＢＳＤ測定により、球面調和関数法を用いて、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面に垂直な方向に対する逆極点図のＴｅｘｔｕｒｅ解析を実施して、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面における｛１００｝面の集積度を求める。
【0095】
なお、微視的には、ラインパイプ用電縫鋼管の円周方向は、ラインパイプ用熱延鋼板のＴＤ方向と一致する。そのため、図１で示す特定面は、ラインパイプ用電縫鋼管においても、同様に示される。したがって、ラインパイプ用鋼材がラインパイプ用電縫鋼管又はラインパイプ用熱延鋼板であるかに関わらず、｛１００｝集積度は同様に測定される。
【0096】
ラインパイプ用電縫鋼管の母材部の肉厚中央部のミクロ組織、又は、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部のミクロ組織において、フェライト分率が６０～９０％であり、フェライト結晶粒の有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、フェライト結晶粒において粗大結晶粒率が２０％以下であり、さらに、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面での｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０であれば、ＤＷＴＴ保証温度を－３０℃以下とすることができ、優れた低温靭性が得られる。
【0097】
［ラインパイプ用電縫鋼管の軸方向の降伏強度ＹＳ］
本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管において、母材部のＲＤ方向、つまり、電縫鋼管の軸方向の好ましい降伏強度ＹＳは４５０～５７０ＭＰａである。軸方向の降伏強度ＹＳが４５０ＭＰａ以上であれば、ラインパイプ用途として十分な強度が得られている。また、軸方向の降伏強度ＹＳが５７４０ＭＰａ以下であれば、ラインパイプ用電縫鋼管からなるパイプラインを海底等に敷設する場合において、曲げ変形又は座屈抑制に有利である。軸方向の降伏強度ＹＳのさらに好ましい下限は４６０ＭＰａであり、さらに好ましくは４８０ＭＰａである。軸方向の降伏強度ＹＳのさらに好ましい上限は５４０ＭＰａであり、さらに好ましくは５３０ＭＰａであり、さらに好ましくは５２０ＭＰａである。
本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管において、母材部のＲＤ方向、つまり、電縫鋼管の軸方向の好ましい降伏強度ＹＳは４５０～５７０ＭＰａである。軸方向の降伏強度ＹＳが４５０ＭＰａ以上であれば、ラインパイプ用途として十分な強度が得られている。また、軸方向の降伏強度ＹＳが５７４０ＭＰａ以下であれば、ラインパイプ用電縫鋼管からなるパイプラインを海底等に敷設する場合において、曲げ変形又は座屈抑制に有利である。軸方向の降伏強度ＹＳのさらに好ましい下限は４６０ＭＰａであり、さらに好ましくは４８０ＭＰａである。軸方向の降伏強度ＹＳのさらに好ましい上限は５４０ＭＰａであり、さらに好ましくは５３０ＭＰａであり、さらに好ましくは５２０ＭＰａである。
【0098】
［ラインパイプ用電縫鋼管の軸方向の引張強度ＴＳ］
本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管において、母材部のＲＤ方向、つまり、電縫鋼管の軸方向の好ましい引張強度ＴＳは５３５～７６０ＭＰａである。軸方向の引張強度ＴＳが５３５ＭＰａ以上であれば、ラインパイプ用途として十分な強度が得られている。また、軸方向の引張強度ＴＳが７６０ＭＰａ以下であれば、ラインパイプ用電縫鋼管からなるパイプラインを海底等に敷設する場合において、曲げ変形又は座屈抑制に有利である。軸方向の引張強度ＴＳの好ましい下限は５３８ＭＰａであり、さらに好ましくは５４０ＭＰａであり、さらに好ましくは５４５ＭＰａである。軸方向の引張強度ＴＳの好ましい上限は７００ＭＰａであり、さらに好ましくは６５０ＭＰａであり、さらに好ましくは６２５ＭＰａであり、６２０ＭＰａであり、さらに好ましくは６００ＭＰａである。
本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管において、母材部のＲＤ方向、つまり、電縫鋼管の軸方向の好ましい引張強度ＴＳは５３５～７６０ＭＰａである。軸方向の引張強度ＴＳが５３５ＭＰａ以上であれば、ラインパイプ用途として十分な強度が得られている。また、軸方向の引張強度ＴＳが７６０ＭＰａ以下であれば、ラインパイプ用電縫鋼管からなるパイプラインを海底等に敷設する場合において、曲げ変形又は座屈抑制に有利である。軸方向の引張強度ＴＳの好ましい下限は５３８ＭＰａであり、さらに好ましくは５４０ＭＰａであり、さらに好ましくは５４５ＭＰａである。軸方向の引張強度ＴＳの好ましい上限は７００ＭＰａであり、さらに好ましくは６５０ＭＰａであり、さらに好ましくは６２５ＭＰａであり、６２０ＭＰａであり、さらに好ましくは６００ＭＰａである。
【0099】
軸方向の降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳは、以下の方法で測定できる。ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から管周方向に９０°ずれた母材部から、全厚の引張試験片を採取する。引張試験片の長手方向は、ラインパイプ用電縫鋼管の管軸方向に平行とする。引張試験片の横断面（引張試験片の幅方向及び肉厚方向に対して平行な断面）の形状は円弧状である。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。本実施形態においては、上記の引張試験片を用いて、ＡＰＩ規格の５ＣＴの規定に準拠して、常温にて引張試験を実施する。常温とはたとえば２４℃である。引張試験の結果に基づいて、軸方向の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求める。
【0100】
［ラインパイプ用電縫鋼管のサイズ］
本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管のサイズは特に限定されない。たとえば、本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管の肉厚は１２～２５ｍｍであり、外径は３０４．８～６６０．４ｍｍである。
本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管のサイズは特に限定されない。たとえば、本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管の肉厚は１２～２５ｍｍであり、外径は３０４．８～６６０．４ｍｍである。
【0101】
［製造方法］
上述のラインパイプ用熱延鋼板、及び、ラインパイプ用電縫鋼管の製造方法の一例を説明する。図４は、製造方法の一例を示すフロー図である。
上述のラインパイプ用熱延鋼板、及び、ラインパイプ用電縫鋼管の製造方法の一例を説明する。図４は、製造方法の一例を示すフロー図である。
【0102】
図４を参照して、本製造方法では、上述した化学組成を満たす溶鋼を用いて、素材であるスラブを製造する（素材準備工程：Ｓ０）。製造されたスラブを加熱炉で加熱する（加熱工程：Ｓ１）。加熱したスラブを粗圧延機及び仕上げ圧延機を用いて圧延して鋼板を製造する（圧延工程：Ｓ２）。圧延工程（Ｓ２）では、スラブに対して粗圧延を実施して、粗バーを製造する（粗圧延工程：Ｓ２１）。さらに、粗バーに対して、仕上げ圧延機により仕上げ圧延を実施して、鋼板を製造する（仕上げ圧延工程：Ｓ２２）。製造された鋼板をランアウトテーブル（ＲＯＴ：Ｒｕｎ Ｏｕｔ Ｔａｂｌｅ）を用いて冷却する（ＲＯＴ冷却工程：Ｓ３）。ＲＯＴ冷却工程（Ｓ３）では、初めに、水冷装置で鋼板を強冷却する（強冷却工程Ｓ３１）。強冷却後、鋼板に対して徐冷却を実施する（徐冷却工程：Ｓ３２）。ＲＯＴ冷却工程後の鋼板を巻き取る（巻取り工程：Ｓ４）。以上の製造工程により、ラインパイプ用熱延鋼板が製造される。
【0103】
さらに、ラインパイプ用熱延鋼板を用いてラインパイプ用電縫鋼管を製造する（製管工程：Ｓ５）。製管工程では、成形ロールを用いてラインパイプ用熱延鋼板を円筒状の素管（オープンパイプ）に成形する。成形された素管では、熱延鋼板の板幅方向（以下、ＴＤ方向ともいう）が、素管の周方向となるように成形されている。素管の長手方向に延びる突合せ部を電縫溶接する。さらに、必要に応じて、電縫溶接部に対して、周知のシーム熱処理を実施する。以上の製管工程により、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する。以下、それぞれの工程について詳しく説明する。
【0104】
［素材準備工程（Ｓ０）］
上述の化学組成を有する素材を準備する。具体的には、上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて、素材（スラブ）を製造する。連続鋳造法により鋳片（スラブ）を製造してもよい。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素材（スラブ）を製造してもよい。
上述の化学組成を有する素材を準備する。具体的には、上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて、素材（スラブ）を製造する。連続鋳造法により鋳片（スラブ）を製造してもよい。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素材（スラブ）を製造してもよい。
【0105】
［加熱工程（Ｓ１）］
加熱工程（Ｓ１）では、製造されたスラブを加熱炉で加熱する。加熱炉でのスラブの加熱温度は１２００～１２８０℃であるのが好ましい。加熱温度が１２００℃以上であれば、加熱時にＮｂＣが溶解して、耐ＨＩＣ性が向上する。加熱温度が１２００℃未満であれば、加熱時にＮｂＣが溶解せず、耐ＨＩＣ性が劣化する。したがって、加熱温度は１２００～１２８０℃である。好ましい加熱温度の下限は１２２０℃である。好ましい加熱温度の上限は１２６０℃である。
加熱工程（Ｓ１）では、製造されたスラブを加熱炉で加熱する。加熱炉でのスラブの加熱温度は１２００～１２８０℃であるのが好ましい。加熱温度が１２００℃以上であれば、加熱時にＮｂＣが溶解して、耐ＨＩＣ性が向上する。加熱温度が１２００℃未満であれば、加熱時にＮｂＣが溶解せず、耐ＨＩＣ性が劣化する。したがって、加熱温度は１２００～１２８０℃である。好ましい加熱温度の下限は１２２０℃である。好ましい加熱温度の上限は１２６０℃である。
【0106】
［圧延工程（Ｓ２）］
圧延工程（Ｓ２）では、加熱工程（Ｓ１）で加熱されたスラブを、粗圧延機及び仕上げ圧延機を用いて熱間圧延して、鋼板にする。圧延工程（Ｓ２）は、粗圧延工程（Ｓ２１）及び仕上げ圧延工程（Ｓ２２）を含む。
圧延工程（Ｓ２）では、加熱工程（Ｓ１）で加熱されたスラブを、粗圧延機及び仕上げ圧延機を用いて熱間圧延して、鋼板にする。圧延工程（Ｓ２）は、粗圧延工程（Ｓ２１）及び仕上げ圧延工程（Ｓ２２）を含む。
【0107】
［粗圧延工程（Ｓ２１）］
粗圧延工程（Ｓ２１）では、準備されたスラブに対して粗圧延を実施して、粗圧延板（粗バー）を製造する。粗熱延機としては、リバース式であってもよいし、一列に配列された複数の圧延スタンドを備えるタンデム式であってもよい。粗圧延の累積圧下率は、本実施形態の作用効果を得ることができれば特に限定されるものではないが、好ましくは、６０～７５％である。
粗圧延工程（Ｓ２１）では、準備されたスラブに対して粗圧延を実施して、粗圧延板（粗バー）を製造する。粗熱延機としては、リバース式であってもよいし、一列に配列された複数の圧延スタンドを備えるタンデム式であってもよい。粗圧延の累積圧下率は、本実施形態の作用効果を得ることができれば特に限定されるものではないが、好ましくは、６０～７５％である。
【0108】
粗圧延終了直後から、次工程の仕上げ圧延開始までの時間は、粗圧延の最終スタンド出側の温度に応じて制御する。なお、粗圧延終了直後とは、粗圧延の最終スタンド出側から５ｍ以内を意味する。
【0109】
粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間は短いほうが好ましい。粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間が短ければ、粗圧延後、仕上げ圧延前の鋼材中において、再結晶しにくくなる。この場合、粗圧延で扁平化した結晶粒の形を保持したまま、仕上げ圧延を実施できる。その結果、さらに特定面における｛１００｝集積度が高まりやすい。
【0110】
粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間は、粗圧延の最終スタンド出側の温度に応じて変えることができる。より具体的には、粗圧延の最終スタンド出側の温度が低ければ、扁平化した結晶粒の形を保持しやすくなる。この場合、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間を長くできる。粗圧延の最終スタンド出側の温度が高ければ、扁平化した結晶粒の形を保持しにくくなる。この場合、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間は短くする必要がある。
【0111】
粗圧延の最終スタンド出側の温度Ｔ０（℃）と、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間ｔ０（ｓ）とは、以下の式（３）を満たす。
ｔ０（ｓ）≦－３．７Ｔ０＋３６８６ （３）
Ｆ３＝－３．７Ｔ０＋３６８６と定義する。加熱温度が上記範囲内であり、ｔ０（ｓ）がＦ３以下であれば、再結晶せず、粗圧延で扁平化した結晶粒の形を保持しやすくなる。その結果、｛１００｝面が特定面に集積しやすくなる。一方、ｔ０（ｓ）がＦ３を超えれば、再結晶するため、粗圧延で扁平化した結晶粒の形を保持できない。その結果、｛１００｝面が特定面に集積しにくくなる。
ｔ０（ｓ）≦－３．７Ｔ０＋３６８６ （３）
Ｆ３＝－３．７Ｔ０＋３６８６と定義する。加熱温度が上記範囲内であり、ｔ０（ｓ）がＦ３以下であれば、再結晶せず、粗圧延で扁平化した結晶粒の形を保持しやすくなる。その結果、｛１００｝面が特定面に集積しやすくなる。一方、ｔ０（ｓ）がＦ３を超えれば、再結晶するため、粗圧延で扁平化した結晶粒の形を保持できない。その結果、｛１００｝面が特定面に集積しにくくなる。
【0112】
［仕上げ圧延工程（Ｓ２２）］
仕上げ圧延工程では、得られた粗圧延板に対して、仕上げ圧延機により仕上げ圧延を実施して、鋼板を製造する。
仕上げ圧延工程では、得られた粗圧延板に対して、仕上げ圧延機により仕上げ圧延を実施して、鋼板を製造する。
【0113】
仕上げ圧延工程では、一列に並んだ複数の圧延スタンド（各圧延スタンドは一対のワークロールを有する）を含むタンデム式の仕上げ圧延機を用いた圧延を実施してもよい。また、一対のワークロールを有するリバース式圧延機を用いた圧延を実施してもよい。
【0114】
仕上げ圧延工程において、仕上げ圧延機の最終スタンドの出側での鋼板の表面温度を、仕上げ圧延温度（℃）と定義する。仕上げ圧延温度（℃）は、低温であるのが好ましい。低温とは、具体的には、８００℃以下である。仕上げ圧延温度が８００℃以下であれば、圧延集合素組織及びその変態集合組織が発達する。これにより、｛１００｝集積度を高めることができる。
【0115】
ただし、仕上げ圧延温度（℃）は、Ａｒ３変態温度以上である。仕上げ圧延温度がＡｒ３変態温度以上であれば、鋼板の圧延抵抗を低減させることができ、生産性が高まる。仕上げ圧延温度がＡｒ３変態温度以上であればさらに、フェライト及びオーステナイトの二相域で鋼板が圧延されることを防ぐことができる。この場合、鋼板のミクロ組織が層状組織を形成するのを抑制することができ、機械的性質が高まる。したがって、仕上げ圧延温度はＡｒ３変態温度以上であるのが好ましい。上述の化学組成を有する本実施形態のラインパイプ用鋼材において、Ａｒ３変態温度は、７００～７５０℃である。
【0116】
仕上げ圧延工程での累積圧下率は６０～８０％とするのが好ましい。この場合、特定面での｛１００｝集積度がさらに高まる。仕上げ圧延工程での累積圧下率（％）は、次の式で求めることができる。
累積圧下率（％）＝｛１－（仕上げ圧延後の鋼板の板厚／仕上げ圧延前の粗バーの板厚）｝×１００
累積圧下率（％）＝｛１－（仕上げ圧延後の鋼板の板厚／仕上げ圧延前の粗バーの板厚）｝×１００
【0117】
以上より、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間ｔ０（ｓ）がＦ３以下であり、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点以上８００℃以下であれば、特定面における｛１００｝面の集積度が１．５０以上となる。
【0118】
仕上げ圧延工程後の鋼板の板厚は特に限定されないが、たとえば、１２～２５ｍｍである。本実施形態の製造方法を用いれば、板厚が１２ｍｍ以上であっても、優れた低温靭性が得られる。
【0119】
［ＲＯＴ冷却工程（Ｓ３）］
ＲＯＴ（ランアウトテーブル）冷却工程（Ｓ３）では、圧延工程（Ｓ２）で製造された鋼板を冷却する。ＲＯＴ冷却工程（Ｓ３）は、強冷却工程（Ｓ３１）と徐冷却工程（Ｓ３２）とを備えるのが好ましい。これにより、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部、及び、ラインパイプ用電縫鋼管の肉厚中央部において、フェライト分率が高まり、鋼の低温靭性が高まる。以下、この点について詳述する。
ＲＯＴ（ランアウトテーブル）冷却工程（Ｓ３）では、圧延工程（Ｓ２）で製造された鋼板を冷却する。ＲＯＴ冷却工程（Ｓ３）は、強冷却工程（Ｓ３１）と徐冷却工程（Ｓ３２）とを備えるのが好ましい。これにより、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部、及び、ラインパイプ用電縫鋼管の肉厚中央部において、フェライト分率が高まり、鋼の低温靭性が高まる。以下、この点について詳述する。
【0120】
図１のＣＣＴ線図を参照して、フェライトノーズはパーライトノーズ及びベイナイトノーズよりも高い位置に存在する。図１中の破線の冷却曲線Ｃ２は従来の冷却工程による冷却曲線を示す。破線の冷却曲線Ｃ２はパーライトノーズを経由してもよい。従来の冷却方法では、冷却過程において、フェライトノーズ、パーライトノーズ及び／又はベイナイトノーズのすべてを均一の速度で経由する。そのため、組織中にパーライト及び／又はベイナイトが多く生成し、組織中のフェライト面積率が低下する。
【0121】
そこで、本実施形態では、たとえば破線の冷却曲線Ｃ１に沿って冷却を行う。具体的には、冷却初期では、フェライトノーズ近傍まで強冷却を実施する（Ｓ３１）。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、徐冷却を実施する（Ｓ３２）。このとき、鋼の温度を図３中のフェライト領域内に保持する。これにより、強冷却時に生成した多数の核生成サイトから微細なフェライトが生成される。その結果、組織中のフェライト分率が高まり、かつ、結晶粒が微細化される。そのため、鋼の低温靭性が高まる。破線の冷却曲線Ｃ１は、パーライトノーズを通過してもよい。
【0122】
［強冷却工程（Ｓ３１）］
初めに、鋼板を強冷却する。強冷却はたとえば、水冷装置による水冷である。水冷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のが好ましい。水冷直前の鋼板の表面温度がＡｒ３変態温度以上であれば、粒成長により結晶粒が粗大化することによる強度の低下を防止できる。
初めに、鋼板を強冷却する。強冷却はたとえば、水冷装置による水冷である。水冷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のが好ましい。水冷直前の鋼板の表面温度がＡｒ３変態温度以上であれば、粒成長により結晶粒が粗大化することによる強度の低下を防止できる。
【0123】
強冷却工程（Ｓ３１）での冷却速度をＶ１（℃／ｓ）とする。Ｖ１は、熱伝導により計算される。Ｖ１は、板厚中央部で５℃／ｓ以上であるのが好ましい。冷却速度Ｖ１が５℃／ｓ未満の場合、冷却による過冷度が不足するため、フェライトの核生成サイトを十分に得ることができない。この場合、フェライト粒の生成量が少なくなるため、フェライト粒が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、冷却速度Ｖ１は５℃／ｓ以上である。冷却速度Ｖ１の好ましい下限は７℃／ｓであり、さらに好ましくは８℃／ｓである。冷却速度Ｖ１の上限は特に限定されないが、好ましくは、４０℃／ｓであり、さらに好ましくは３０℃／ｓであり、さらに好ましくは２０℃／ｓである。
【0124】
強冷却工程（Ｓ３１）では、鋼板の表面温度が５８０～６８０℃になるまで、鋼板を冷却する。換言すれば、強冷却停止温度Ｔ１は５８０～６８０℃である。強冷却停止温度Ｔ１が低すぎれば、ＣＣＴ線図において、鋼板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。この場合、フェライト分率が低下し、鋼の低温靭性が低下する。一方、強冷却停止温度Ｔ１が高すぎれば、初析フェライトを強化するＮｂの析出が過時効となり、鋼の強度が低下する。強冷却停止温度Ｔ１を５８０～６８０℃にすれば、後工程の徐冷却工程（Ｓ４）で徐冷却することにより、フェライト分率を６０％以上とすることができ、鋼の低温靭性が高まる。好ましい強冷却停止温度Ｔ１は６００～６７０℃であり、さらに好ましくは６１０～６７０℃である。
【0125】
［徐冷却工程（Ｓ３２）］
強冷却工程（Ｓ３１）で強冷却した鋼板に対して、徐冷却を実施する。徐冷却工程（Ｓ３２）での冷却速度をＶ２（℃／ｓ）とする。Ｖ２は、熱伝導により計算される。冷却速度Ｖ２は、板厚中央部で２．０～４．０℃／ｓであるのが好ましい。冷却速度Ｖ２が遅すぎれば、次工程以降での、徐冷却停止温度Ｔ２及び巻取り温度Ｔ３が高くなりすぎる。この場合、結晶粒が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。冷却速度Ｖ２が速すぎれば、ＣＣＴ線図において、鋼板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。この場合、フェライト分率が低下し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、冷却速度Ｖ２は２．０～４．０℃／ｓである。
強冷却工程（Ｓ３１）で強冷却した鋼板に対して、徐冷却を実施する。徐冷却工程（Ｓ３２）での冷却速度をＶ２（℃／ｓ）とする。Ｖ２は、熱伝導により計算される。冷却速度Ｖ２は、板厚中央部で２．０～４．０℃／ｓであるのが好ましい。冷却速度Ｖ２が遅すぎれば、次工程以降での、徐冷却停止温度Ｔ２及び巻取り温度Ｔ３が高くなりすぎる。この場合、結晶粒が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。冷却速度Ｖ２が速すぎれば、ＣＣＴ線図において、鋼板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。この場合、フェライト分率が低下し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、冷却速度Ｖ２は２．０～４．０℃／ｓである。
【0126】
徐冷却工程（Ｓ３２）では、鋼板の表面温度が５００～６７０℃になるまで、鋼板を冷却する。換言すれば、徐冷却停止温度Ｔ２は５００～６７０℃（ただし、Ｔ１＞Ｔ２）である。徐冷却停止温度Ｔ２が低すぎれば、ＣＣＴ線図において、鋼板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。この場合、フェライト分率が低下し、鋼の低温靭性が低下する。徐冷却停止温度Ｔ２が高すぎれば、鋼の強度が低下する。したがって、徐冷却停止温度Ｔ２は５００～６７０℃まである。徐冷却停止温度Ｔ２の好ましい下限は５８０℃であり、さらに好ましくは５９０℃以上である。徐冷却停止温度Ｔ２の好ましい上限は６５０℃であり、さらに好ましくは６３５℃であり、さらに好ましくは６２０℃である。
【0127】
［巻取り工程（Ｓ４）］
巻取り工程（Ｓ４）では、ＲＯＴ冷却工程（Ｓ３）により冷却された鋼板を巻取り、コイル状のラインパイプ用熱延鋼板を製造する。
巻取り工程（Ｓ４）では、ＲＯＴ冷却工程（Ｓ３）により冷却された鋼板を巻取り、コイル状のラインパイプ用熱延鋼板を製造する。
【0128】
コイル状のラインパイプ用熱延鋼板は徐冷終了後、空冷された後、巻き取り処理される。巻取り時の鋼板の表面温度（以下、巻取り温度という）Ｔ３は、５００～６５０℃（ただし、Ｔ２＞Ｔ３）である。巻取り温度Ｔ３が低すぎれば、粗大結晶粒率が高くなり、鋼の低温靭性が低下する。一方、巻取り温度Ｔ３が高すぎれば、結晶粒が粗大化して有効結晶粒径が大きくなりすぎ、鋼の低温靭性が低下する。したがって、巻取り温度Ｔ３は、５００～６５０℃である。好ましいＴ３は５１０～６００℃であり、さらに好ましくは５２０～５６０℃である。
【0129】
以上の製造工程により、本実施形態のラインパイプ用熱延鋼板が製造される。
【0130】
［製管工程（Ｓ５）］
コイル状のラインパイプ用熱延鋼板を巻き戻しながら、周知の方法により、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する。具体的には、ラインパイプ用熱延鋼板を連続した成形ロールによる曲げ加工により筒状（オープンパイプ）にする。続いて、オープンパイプの突合せ部を電縫溶接法により溶接する。必要に応じて、電縫溶接部に対して周知のシーム熱処理を実施する。以上の工程により、本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管を製造する。
コイル状のラインパイプ用熱延鋼板を巻き戻しながら、周知の方法により、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する。具体的には、ラインパイプ用熱延鋼板を連続した成形ロールによる曲げ加工により筒状（オープンパイプ）にする。続いて、オープンパイプの突合せ部を電縫溶接法により溶接する。必要に応じて、電縫溶接部に対して周知のシーム熱処理を実施する。以上の工程により、本実施形態のラインパイプ用電縫鋼管を製造する。
【0131】
以上の製造工程により製造されたラインパイプ用熱延鋼板、及び、ラインパイプ用電縫鋼管では、板厚中央部又は肉厚中央部のミクロ組織において、フェライト分率が６０～９０％であり、フェライト結晶粒の有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、粗大結晶粒率が２０％以下である。さらに、特定面における｛１００｝面の集積度が１．５０～２．５０となる。その結果、ＤＷＴＴ保証温度が－３０℃以下となり、優れた低温靭性が得られる。さらに、上述の式（２）を満たすことにより、優れた耐ＨＩＣ性が得られる。なお、ラインパイプ用電縫鋼管における軸方向の降伏強度を４５０～５７０ＭＰａに調整でき、引張強度を５３５～７６０ＭＰａに調整でき、降伏比を０．９３以下に調整できる。
【実施例】
【0132】
表１に示す鋼Ａ～鋼Ｍの溶鋼を連続鋳造してスラブを製造した。
【0133】
【表1】
【0134】
表１中の空白は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを示す。鋼Ａ～鋼Ｍの複数のスラブを用いて、表２に示す試験番号１～試験番号２０のラインパイプ用電縫鋼管を製造した。
【0135】
【表2】
【0136】
具体的にはスラブを、加熱炉で、表２に示す温度に加熱した。加熱されたスラブに対して粗圧延を実施した。粗圧延の最終スタンド出側での温度Ｔ０（℃）、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間ｔ０（秒）及びＦ３は表２に示すとおりであった。粗圧延工程での累積圧下率はいずれの試験番号も６０～７５％であった。粗圧延後、表２に示す仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を実施して、鋼板を製造した。仕上げ圧延工程での累積圧下率は、いずれの試験番号も６０～８０％であった。仕上げ圧延温度は、試験番号１８以外は、Ａｒ３変態温度以上であった。
【0137】
仕上げ圧延工程後の鋼板に対して、ＲＯＴ冷却を実施した。仕上げ圧延終了から強冷却開始までの時間は２０秒以内とした。ＲＯＴ冷却工程においては、表２に示す冷却速度Ｖ１（℃／ｓ）にて、５８０～６８０℃である強冷却停止温度Ｔ１となるまで強冷却した。次いで、表２に示す冷却速度Ｖ２にて、５００～６７０℃である徐冷却停止温度Ｔ２（但し、Ｔ１＞Ｔ２を満足する）となるまで徐冷却した。
【0138】
以上の製造工程により鋼板を製造した。得られた鋼板を、表２に示す巻取り温度Ｔ３（但し、Ｔ２＞Ｔ３を満足する）にて巻取り、ホットコイルの形態のラインパイプ用熱延鋼板を製造した。
【0139】
ラインパイプ用熱延鋼板を用いて上述の周知の方法で製管し、外径が３０４．８～６６０．４ｍｍ、肉厚１２～２５ｍｍのラインパイプ用電縫鋼管を製造した。
【0140】
［引張試験］
各試験番号のラインパイプ用電縫鋼管から引張試験片を採取した。具体的には、ラインパイプ用電縫鋼管を軸方向に見てラインパイプ用電縫鋼管の溶接部から９０°の位置（電縫鋼管から管周方向に９０°ずれた位置）から全厚の管軸方向の引張試験片を採取した。引張試験片の横断面は弧状であり、引張試験片の長手方向は、鋼管の長手方向と平行であった。引張試験片のサイズは図５に示すとおりであり、平行部の長さは５０．８ｍｍ、平行部の幅は３８．１ｍｍであった。図５中の数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。引張試験片を用いて、ＡＰＩ規格の５ＣＴの規定に準拠して、常温（２４℃）にて引張試験を実施した。試験結果に基づいて、ラインパイプ用電縫鋼管の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。
各試験番号のラインパイプ用電縫鋼管から引張試験片を採取した。具体的には、ラインパイプ用電縫鋼管を軸方向に見てラインパイプ用電縫鋼管の溶接部から９０°の位置（電縫鋼管から管周方向に９０°ずれた位置）から全厚の管軸方向の引張試験片を採取した。引張試験片の横断面は弧状であり、引張試験片の長手方向は、鋼管の長手方向と平行であった。引張試験片のサイズは図５に示すとおりであり、平行部の長さは５０．８ｍｍ、平行部の幅は３８．１ｍｍであった。図５中の数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。引張試験片を用いて、ＡＰＩ規格の５ＣＴの規定に準拠して、常温（２４℃）にて引張試験を実施した。試験結果に基づいて、ラインパイプ用電縫鋼管の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。
【0141】
［ミクロ組織］
ラインパイプ用電縫鋼管について、上述の方法に基づいて、ＥＢＳＰ－ＯＩＭを用いて、母材部の肉厚中央部のフェライト分率、有効結晶粒径、及び粗大結晶粒率を測定した。有効結晶粒径測定でのＥＢＳＰ－ＯＩＭの測定条件は倍率：４００倍、視野面積：２００μｍ×５００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとした。ＥＢＳＤ－ＯＩＭにおける解析ソフトとして、ＴＳＬソリューションズ社製の「ＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７」を用いた。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（つまり、フェライト以外の組織）の種類も確認した。なお、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部におけるフェライト分率、有効結晶粒径、及び、粗大結晶粒率も、ラインパイプ用電縫鋼管と同じ方法で測定した。その結果、ラインパイプ用熱延鋼板のフェライト分率、有効結晶粒径、及び、粗大結晶粒率はいずれも、対応するラインパイプ用電縫鋼管と同じであった。
ラインパイプ用電縫鋼管について、上述の方法に基づいて、ＥＢＳＰ－ＯＩＭを用いて、母材部の肉厚中央部のフェライト分率、有効結晶粒径、及び粗大結晶粒率を測定した。有効結晶粒径測定でのＥＢＳＰ－ＯＩＭの測定条件は倍率：４００倍、視野面積：２００μｍ×５００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとした。ＥＢＳＤ－ＯＩＭにおける解析ソフトとして、ＴＳＬソリューションズ社製の「ＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７」を用いた。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（つまり、フェライト以外の組織）の種類も確認した。なお、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部におけるフェライト分率、有効結晶粒径、及び、粗大結晶粒率も、ラインパイプ用電縫鋼管と同じ方法で測定した。その結果、ラインパイプ用熱延鋼板のフェライト分率、有効結晶粒径、及び、粗大結晶粒率はいずれも、対応するラインパイプ用電縫鋼管と同じであった。
【0142】
［特定面における｛１００｝面の集積度測定］
ラインパイプ用電縫鋼管について、上述の方法に基づいて、ＥＢＳＰ－ＯＩＭを用いて、特定面における｛１００｝面の集積度を測定した。ＥＢＳＰ－ＯＩＭでの測定条件は倍率：４００倍、視野面積：２００μｍ×５００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとした。なお、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部における、特定面での｛１００｝面の集積度を上述の方法で求めた。その結果、ラインパイプ用電縫鋼管の特定面での｛１００｝面の集積度は、対応するラインパイプ用電縫鋼管と同じであった。
ラインパイプ用電縫鋼管について、上述の方法に基づいて、ＥＢＳＰ－ＯＩＭを用いて、特定面における｛１００｝面の集積度を測定した。ＥＢＳＰ－ＯＩＭでの測定条件は倍率：４００倍、視野面積：２００μｍ×５００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとした。なお、ラインパイプ用熱延鋼板の板厚中央部における、特定面での｛１００｝面の集積度を上述の方法で求めた。その結果、ラインパイプ用電縫鋼管の特定面での｛１００｝面の集積度は、対応するラインパイプ用電縫鋼管と同じであった。
【0143】
［低温靭性試験］
各試験番号のラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から周方向に９０°ずれた位置での肉厚中央部から、ＤＷＴＴ試験片を採取した。採取位置から管周方向に採取された円弧状の部材を展開して平板状とし、９０°位置にノッチを加工した。ＤＷＴＴ試験片のサイズは図６に示すとおりであった。図６中の数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。ｔは肉厚（単位はｍｍ）を示す。ＤＷＴＴ試験片の長手方向は、ラインパイプ用電縫鋼管の円周方向に相当した。ＤＷＴＴ試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｅ ４３６の規定に準拠して、ＤＷＴＴ試験を行った。延性破面率が８５％となる最低温度（ＤＷＴＴ保証温度）を求めた。ＤＷＴＴ保証温度が、－１０℃以下の場合、低温靭性が高いと評価した。
各試験番号のラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から周方向に９０°ずれた位置での肉厚中央部から、ＤＷＴＴ試験片を採取した。採取位置から管周方向に採取された円弧状の部材を展開して平板状とし、９０°位置にノッチを加工した。ＤＷＴＴ試験片のサイズは図６に示すとおりであった。図６中の数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。ｔは肉厚（単位はｍｍ）を示す。ＤＷＴＴ試験片の長手方向は、ラインパイプ用電縫鋼管の円周方向に相当した。ＤＷＴＴ試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｅ ４３６の規定に準拠して、ＤＷＴＴ試験を行った。延性破面率が８５％となる最低温度（ＤＷＴＴ保証温度）を求めた。ＤＷＴＴ保証温度が、－１０℃以下の場合、低温靭性が高いと評価した。
【0144】
［耐ＨＩＣ性評価試験］
各試験番号のラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から周方向に９０°ずれた位置での肉厚中央部から、ＨＩＣ試験片を採取した。採取位置から管周方向に採取された円弧状の部材を展開して平板状とした。ＨＩＣ試験片のサイズは幅２０ｍｍ×長さ１００ｍｍ×肉厚（ｍｍ）であった。得られたＨＩＣ試験片を用いて、ＮＡＣＥ－ＴＭ０２８４に準拠したＨＩＣ試験を実施した。具体的には、Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ液（５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ＋０．５ｍａｓｓ％氷酢酸水溶液）に１００％のＨ２Ｓガスを飽和させた試験液中に、ＨＩＣ試験片を９６時間浸漬した。９６時間浸漬後の試験片について、超音波探傷機にてＨＩＣの発生の有無を測定した。この測定結果に基づいて、下記式により割れ長さ率ＣＬＲ（Ｃｒａｃｋ Ｌｅｎｇｔｈ Ｒａｔｉｏ）（％）を求めた。ＣＬＲが１５％以下であれば、耐ＨＩＣ性に優れると判断した。
ＣＬＲ（％）＝（割れの合計長さ／試験片長さ）×１００（％）
各試験番号のラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から周方向に９０°ずれた位置での肉厚中央部から、ＨＩＣ試験片を採取した。採取位置から管周方向に採取された円弧状の部材を展開して平板状とした。ＨＩＣ試験片のサイズは幅２０ｍｍ×長さ１００ｍｍ×肉厚（ｍｍ）であった。得られたＨＩＣ試験片を用いて、ＮＡＣＥ－ＴＭ０２８４に準拠したＨＩＣ試験を実施した。具体的には、Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ液（５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ＋０．５ｍａｓｓ％氷酢酸水溶液）に１００％のＨ２Ｓガスを飽和させた試験液中に、ＨＩＣ試験片を９６時間浸漬した。９６時間浸漬後の試験片について、超音波探傷機にてＨＩＣの発生の有無を測定した。この測定結果に基づいて、下記式により割れ長さ率ＣＬＲ（Ｃｒａｃｋ Ｌｅｎｇｔｈ Ｒａｔｉｏ）（％）を求めた。ＣＬＲが１５％以下であれば、耐ＨＩＣ性に優れると判断した。
ＣＬＲ（％）＝（割れの合計長さ／試験片長さ）×１００（％）
【0145】
［試験結果］
表３に試験結果を示す。表３中、「Ｐ，Ｂ」の表記は、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方であることを意味する。
表３に試験結果を示す。表３中、「Ｐ，Ｂ」の表記は、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方であることを意味する。
【0146】
【表3】
【0147】
表１～表３を参照して、試験番号１～試験番号１１の鋼の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。さらに、いずれの試験番号の製造条件も適切であった。そのため、試験番号１～試験番号１１のフェライト面積率が６０～９０％であり、有効結晶粒径は２０μｍ以下であり、粗大結晶粒率は２０％以下であった。さらに、｛１００｝集積度は１．５０～２．５０であった。その結果、ＤＷＴＴ保証温度は－１０℃以下であり、優れた低温靭性を示した。さらに、ＣＬＲはいずれも０％であり、優れた耐ＨＩＣ性を示した。
【0148】
一方、試験番号１２では、製造条件は適切であったものの、Ｆ１が式（１）下限未満であった。そのため、結晶粒が粗大化し、有効結晶粒径が２０μｍを超えた。さらに、｛１００｝集積度が１．５０未満であった。そのため、ＤＷＴＴ保証温度が－１０℃よりも高く、低温靭性が低かった。
【0149】
試験番号１３では、製造条件は適切であったものの、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、フェライト面積率が６０％未満となり、ベイナイト主体の組織となった。ベイナイト主体の組織であるため、｛１００｝集積度は１．５０以上であったものの、有効結晶粒径が２０μｍを超え、粗大結晶粒率も２０％を超えた。そのため、ＤＷＴＴ保証温度が－１０℃より高く、低温靭性が低かった。
【0150】
試験番号１４では、製造条件は適切であったものの、Ｆ２が式（１）を満たさなかった。そのため、ＣＬＲが１５％を超え、耐ＨＩＣ性が低かった。
【0151】
試験番号１５では、Ｓ含有量が高すぎた。そのため、ＣＬＲが１５％を超え、耐ＨＩＣ性が低かった。
【0152】
試験番号１６では、加熱温度が１２００℃未満であった。そのため、ＣＬＲが１５％を超え、耐ＨＩＣ性が低かった。加熱時において、Ｎｂ炭窒化物が固溶しなかったものと考えられる。
【0153】
試験番号１７では、仕上げ圧延温度が高すぎた。そのため、｛１００｝集積度が１．５０未満であった。その結果、ＤＷＴＴ保証温度が－１０℃よりも高くなり、低温靭性が低かった。
【0154】
試験番号１８では、仕上げ圧延温度がＡｒ３変態温度未満であり、低すぎた。そのため、｛１００｝集積度が１．５０未満であった。その結果、ＤＷＴＴ保証温度が－１０℃よりも高くなり、低温靭性が低かった。
【0155】
試験番号１９では、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間ｔ０がＦ３を超えた。そのため、｛１００｝集積度が１．５０未満であった。その結果、ＤＷＴＴ保証温度が－１０℃よりも高くなり、低温靭性が低かった。
【0156】
試験番号２０では、Ｖ１が５℃／ｓ未満であった。そのため、結晶粒が粗大化し、有効結晶粒径が２０μｍを超え、粗大結晶粒率も２０％を超えた。さらに、｛１００｝集積度が１．５０未満であった。その結果、ＤＷＴＴ保証温度が－１０℃よりも高くなり、低温靭性が低かった。
【0157】
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】