JP2007169747A - 中温域での強度ならびに変形能に優れた高強度高靭性鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】中温域での強度並びに変形能に優れた高強度高靭性鋼板で、特に蒸気配管用溶接鋼管用途に好適なものの製造方法を提供する。
【解決手段】質量％でＣ：０．０５〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．６〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．０３〜０．０７％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０４％以下、ＲＥＭ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し残部がＦｅ及び不可避的不純物で、下式のＮｂ_ｅｆｆ．：０．０２５％以上の鋼を加熱後、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下で熱延後、５℃／秒以上の冷却速度にて５５０℃超え６５０℃以下に冷却し、直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で６１０〜７２０℃まで再加熱する。Ｎｂ_ｅｆｆ．＝０．００２×（１−２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）、但しＴｉ，Ｃ，Ｎは質量％。
【選択図】なし

Description

本発明は、室温ならびに中温域において降伏強さが５５０ＭＰａ以上の鋼板の製造方法に関し、特に蒸気配管用高強度高靭性溶接鋼管用途に好適なものに関する。

本発明に係る鋼板は、厚板ミルや熱延ミルにて製造され、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形などにより冷間成形され、サブマージドアーク溶接などの溶接法により溶接接合されて、高温・高圧の蒸気を輸送するための鋼管として利用される。

油層からオイルサンドを回収する方法として、露天堀による方法と高温・高圧の蒸気を鋼管により挿入するスチームインジェクション法があるが、露天掘りが適用可能な地域は少なく、多くの地域ではスチームインジェクション法が適用されている。

スチームインジェクション法では、油層内へ３００〜３５０℃の温度域（以下、中温域）の蒸気を、１３ＭＰａ前後の高圧で送り込むが、従来、この中温・高圧の蒸気に耐えうるスチームインジェクション用の蒸気輸送鋼管として、特許文献１、特許文献２、特許文献３に示されるＡＰＩ Ｘ６５、７０グレード相当の継目無管が使用され、鋼管外径は最大で１６インチであった。
特許１３９３８７６号公報 特許１９３０９１０号公報 特開２０００−２９０７２８号公報

ところで、近年、エネルギー需要の増加に伴う重質油の回収率の向上ならびに敷設コストの低減を目的として、鋼管の大径化ならびに高強度化が要望され、更に、埋設時や地震などによる地盤変動により加わる外力により鋼管が変形させられる場合があるため、優れた変形能が鋼管特性として要求される。

上述した要求は蒸気配管用高強度溶接鋼管についても同様であるが、特許文献１〜３記載の鋼管では十分な対応が困難である。

そこで、本発明は、ＡＰＩグレードＸ８０以上の蒸気輸送用高強度高靭性溶接鋼管に要求される、中温域においても降伏強さ５５０ＭＰａ以上（ＡＰＩグレードＸ８０以上）の変形能の優れた高強度高靭性鋼板を安価に提供することを目的とする。

本発明者らは高強度大径溶接管における中温域での特性について鋭意検討し、以下の知見を得た。

１．式（１）で示されるＮｂ_ｅｆｆ．を０．０２５％以上確保した鋼に、制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱を施すことにより、ベイナイト変態途中において再加熱を行い、加速冷却時のベイナイト変態による強化に加え、再加熱時にベイナイトならびに未変態オーステナイトから析出する微細析出物による析出強化ならびに中温域での転位回復の抑制によって、中温域での強度低下の抑制が可能になる。
Ｎｂ_ｅｆｆ．（％）＝０．００２×（１−２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）・・・（１）
Ｔｉ，Ｃ，Ｎ：質量％
ＴｉＮが存在する場合Ｎｂが固溶し難くなり、Ｔｉを添加しない場合に比べて加速冷却後の再加熱時の微細なＮｂ炭化物の分散析出が低下し、中温域での強度低下の抑制が困難となるが、式（１）で求められるＮｂ_ｅｆｆ．値が０．０２５以上の場合にはＴｉ添加の場合においても再加熱時の微細なＮｂ炭化物の分散析出が十分に得られ、中温域での強度低下の抑制が可能になる。

２．加速冷却後の加熱による微細炭化物の分散析出に先立ち、粒内組織中に多量の転位を導入するため900℃以下での累積圧下率と圧延仕上温度を規定し、圧延ならびに加速冷却の両工程にて粒内の転位を増加させると、圧延と加速冷却による転位の増加と、加速冷却後の加熱により分散析出する微細炭化物による中温域での転位の回復抑制により、中温域での優れた高強度の確保が可能である。

３．更に、化学成分を適切に選定し、加速冷却の停止温度をベイナイト変態初期とし、多量の未変態オーステナイトを確保した段階で、再加熱することにより未変態オーステナイトへのＣの濃化を促進し、その後の空冷段階で多量の島状マルテンサイト（以後、ＭＡと呼ぶ）を析出させると、微細析出物を含むベイナイトとＭＡを主体とする複合組織が得られ、変形能の指標である一様伸びを向上させることが可能である。

４．従来の工業的に用いられている大気炉での加熱速度よりも高速で加熱することにより、Ｎｂを基本とする炭化物の成長を抑制させ、粒径が１０nm未満の極めて微細な析出物を２×１０^３個/μｍ^３以上析出させると降伏強度が５５０ＭＰａ以上の高強度鋼板とすることが可能である。

本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１ 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．６〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．０３〜０．０７％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０４％以下、ＲＥＭ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式（１）で示されるＮｂ_ｅｆｆ．：０．０２５％以上である鋼を、１１００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下で熱間圧延後、５℃／秒以上の冷却速度にて５５０℃超え６５０℃以下に加速冷却した後、直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で６１０〜７２０℃まで再加熱を行うことを特徴とする、中温域での強度ならびに変形能に優れた高強度高靭性鋼板の製造方法。
Ｎｂ_ｅｆｆ．＝０．００２×（１−２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）・・・（１）
Ｔｉ，Ｃ，Ｎは質量％
２ 更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％のうち１種または２種以上を含有する、１に記載の中温域での強度ならびに変形能に優れた高強度高靭性鋼板の製造方法。
３ １または２に記載の方法で得られた鋼板を管状に冷間成形し、その突合せ部を溶接することを特徴とする、中温域での強度ならびに変形能に優れた高強度高靭性溶接鋼管の製造方法。

本発明によれば、操業の効率化が達成できる、常温ならびに中温域において降伏強さが５５０ＭＰａ以上を有し、変形能が優れた大径の蒸気輸送用高強度高靭性溶接鋼管の製造可能な原板が安定して得られ、産業上極めて有益である。

以下に、成分組成の限定理由を示す。％は質量％とする。

Ｃ：０．０５〜０．０８％
Ｃは固溶強化ならびに析出強化により鋼の強度を確保するために必要な元素であり、特に固溶Ｃ量の増加と析出物の形成は中温域での強度確保に重要である。

また、加速冷却後の再加熱時に未変態オーステナイトへＣを濃化させ、その後の空冷時に多量のＭＡを析出させ、室温ならびに中温域において十分な一様伸びを確保するために重要である。

０．０８％を超える過剰なＣの添加は靭性ならびに溶接性の劣化を招くため添加量の上限を０．０８％とした。

一方、０．０５％未満では加速冷却後の再加熱時の未変態オーステナイトへのＣの濃化量が少なくＭＡ量が減少し、室温ならびに中温域において十分な一様伸びを確保することが難しくなるため、Ｃの含有量は０．０５〜０．０８％とした。

Ｓｉ：０．０５〜０．２％
Ｓｉは脱酸のために添加され、０．０５％未満では充分な脱酸効果が得られない。一方、０．２％を越えると靱性の劣化を招くため、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．２％とした。

Ｍｎ：１．６〜２％
Ｍｎは鋼の強度および靱性の向上に有効な元素で、１．６％未満ではその効果が小さく、また２％を越えると靭性ならびに溶接性が著しく劣化するため、Ｍｎの含有量は１．６〜２％とした。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは不純物元素であり靱性を著しく劣化させるため、極力低減することが望ましいが、過度のＰ低減は製造コストの上昇を招くため、Ｐの含有量を０．０２％以下とした。

Ｓ：０．００２％以下
Ｓは不純物元素であり靭性を著しく劣化させるため、極力低減することが望ましい。また、Ｃａを添加してＭｎＳからＣａＳ系の介在物に形態制御を行ったとしても、Ｘ８０グレードの高強度材の場合には微細に分散したＣａＳ系介在物も靱性劣化の要因となり得るため、Ｓの含有量を０．００２％以下とした。

Ｍｏ：０．０５〜０．３％
Ｍｏは固溶あるいは析出物の形成により室温ならびに中温域での強度上昇に大きく寄与するが、０．０５％未満ではその効果が小さく室温ならびに中温域で十分な強度が得られない。一方、０．３％を超えて添加すると靭性ならびに溶接性を劣化させるため、Ｍｏの添加量を０．０５〜０．３％とした。

Ｎｂ：０．０３〜０．０７％
Ｎｂは本発明において重要な元素であり、炭化物を形成し室温ならびに中温域での強度確保に必要な成分である。また、スラブ加熱時と圧延時の結晶粒の成長を抑制することによりミクロ組織を微細化し、充分な強度と靱性を付与するためにも必要である。その効果は０．０３％以上で顕著であり、０．０７％を超えるとその効果がほぼ飽和して靭性を劣化させるため、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０７％とした。

Ｔｉ：０．０２％以下
ＴｉはＴｉＮを形成してスラブ加熱時や溶接熱影響部の粒成長を抑制し、ミクロ組織の微細化をもたらして靱性を改善する効果があるが、０．０２％を越えて添加すると靱性の劣化を引き起こすため、Ｔｉの含有量を０．０２％以下とした。

Ａｌ：０．０４％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０４％を超えると鋼の清浄性が低下し靱性の劣化を引き起こすため、Ａｌの含有量を０．０４％以下とした。

ＲＥＭ：０．０１５％以下
ＲＥＭは酸硫化物の形成により組織粗大化を抑制し靭性の向上に寄与するが、０．０１５％を超えると靭性が劣化するため、ＲＥＭ含有量は０．０１５％以下に規定する。好ましくは０．００１〜０．００７％である。

Ｎ：０．００６％以下
ＮはＴｉと共にＴｉＮを形成し、１３５０℃以上に達する溶接熱影響部の高温域において微細分散することにより、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒を細粒化し溶接熱影響部の靭性向上に大きく寄与する。０．００６％を超えて添加すると、析出物の粗大化ならびに固溶Ｎの増加による母材靭性の劣化と、鋼管での溶接金属の靭性劣化を招くため、Ｎ含有量は０．００６％以下とした。

Ｎｂ_ｅｆｆ．：０．０２５以上
Ｎｂ_ｅｆｆ．＝０．００２×（１−２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）・・・（１）
但し、Ｔｉ，Ｃ，Ｎは鋼中含有量（質量％）とする。

本パラメータ式は上記成分範囲で構成される鋼を中温域で優れた強度を有する鋼とするための重要な因子で、Ｎｂ_ｅｆｆ．（％）が０．０２５％未満の場合には冷却後の再加熱時に析出する微細分散炭化物が少なく、強度、特に中温域での強度を確保することが困難であるため、Ｎｂ_ｅｆｆ．（％）は０．０２５％以上とした。

本発明は以上の成分組成で優れた特性が得られるが、更に特性を向上させる場合、Ｃｕ，Ｎｉ,Ｃｒ，Ｖ，Ｃａの一種または二種以上を添加する。

Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つであるが、０．５％を超えるＣｕの含有は溶接性を阻害するため、Ｃｕを添加する場合は０．５％以下とした。

Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つであるが、０．５％を超えると効果が飽和し製造コストの上昇を招くため、Ｎｉを添加する場合は０．５％以下とした。

Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは強度の上昇に有効な元素の一つであるが、０．５％を超えて添加すると溶接性に悪影響を与えるため、Ｃｒを添加する場合は０．５％以下とした。

Ｖ：０.０８％以下
ＶはＴｉと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０.０８％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖを添加する場合は０.０８％以下とした。

Ｃａ：０．０００５〜０．００４％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し靱性を改善するが、０．０００５％以上でその効果が現われ、０．００４％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靱性を劣化させるため、Ｃａを添加する場合は０．０００５〜０．００４％とした。

次に、製造方法の限定理由について説明する。

加熱温度：１１００〜１２００℃
熱間圧延に際し、オーステナイト化ならびに炭化物の固溶を十分に進行させ、室温ならびに中温域での十分な強度を得るため、鋼片の加熱温度を１１００℃以上とする。

一方、加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイト粒の成長が著しく、母材靱性が劣化するため、加熱温度は１１００〜１２００℃とした。

９００℃以下での累積圧下率≧５０％、かつ圧延終了温度：８５０℃以下
本プロセスは本発明の重要な製造条件である。９００℃以下での温度域において累積にて圧延を行い、仕上温度を８５０℃以下とすることにより、オーステナイト粒が伸展し板厚、板幅方向で細粒となると共に、圧延により導入される粒内の転位密度が増加する。

９００℃以下での累積圧下率が５０％以上で圧延終了温度を８５０℃以下とすることにより、この効果が顕著に発揮され、強度、特に中温域での強度が上昇し靱性が著しく向上する。

９００℃以下での累積圧下率が５０％未満あるいは圧延終了温度が８５０℃を超える場合には、オーステナイト粒の細粒化が不十分で、粒内の転位の増加量が小さく、中温域での強度ならびに靭性が劣化するため、９００℃以下での累積圧下率は５０％以上、かつ圧延終了温度は８５０℃以下とする。

加速冷却の冷却速度：５℃/秒以上
鋼板強度は加速冷却での冷却速度の増加に伴い上昇する傾向を示す。加速冷却時の冷却速度が５℃/秒未満の場合、冷却時にパーライトが生成しＭＡが生成せず、室温ならびに中温域にて一様伸びが小さく、冷却中に転位の回復も進行するため、室温ならびに中温域にて十分な強度を得ることができない。よって、加速冷却の冷却速度を５℃/秒以上とする。

加速冷却の冷却停止温度：５５０℃超え６５０℃以下
加速冷却の冷却停止温度が低下するに従い転位密度が増加し、鋼板強度は上昇する傾向を示すが、加速冷却の冷却停止温度が６５０℃を超える場合、十分な転位密度が得られず、さらに炭化物の成長が促進するため、十分な強度、特に中温域での十分な強度が得られない。

一方、冷却停止温度が５５０℃以下の場合には、ベイナイト変態が進行し未変態オーステナイト量が減少するため後工程の再加熱時に未変態オーステナイトに濃化する炭素量が減少し、その後の空冷過程で炭素が濃化した未変態オーステナイトから得られるＭＡ量が減少するため、室温ならびに中温域にて、一様伸びが低下する。このため、加速冷却の冷却停止温度は５５０℃超え６５０℃以下とする。

加速冷却後の昇温速度：速度０．５℃/秒以上、再加熱温度：６１０〜７２０℃
本プロセスは本発明において重要で、室温ならびに中温域での強化に寄与する微細析出物を再加熱時に析出させ、更に、再加熱時の未変態オーステナイトからフェライト変態と、それに伴う未変態オーステナイトへの炭素の排出により、再加熱後の空冷時に炭素が濃化した未変態オーステナイトをＭＡへと変態させる。

再加熱温度が６１０℃未満では十分な析出駆動力が得られずまたパーライトが生成するため、微細析出物の分散析出やＭＡが得られず、室温ならびに中温域にて、十分な強度ならびに高一様伸びを得ることができない。

一方、７２０℃を超えると析出物が粗大化し室温ならびに中温域で十分な強度が得られないため、再加熱の温度を６００〜７２０℃に規定する。

尚、再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。また、再加熱後の冷却過程でもベイナイト変態と共に析出が進行するため、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とする。

本発明で規定する加速冷却後の昇温速度：速度０．５℃/s以上は、板厚によっては大気炉で達成することが難しく、加熱装置として、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる事が好ましく、加速冷却を行うための冷却設備の下流側で搬送ライン上に設置するとより好ましい。

誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低く、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。

また、複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数や供給電力を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。

なお、鋼の製鋼方法については特に限定しないが、経済性の観点から、転炉法による製鋼プロセスと、連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい。

鋼管の成型方法は、冷間にて成形することが好ましく、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形などにより成形し、サブマージドアーク溶接等により溶接接合して、溶接鋼管を製造する。鋼管製造後の熱処理は所望する特性に応じて実施すれば良く、特に規定しない。

尚、本発明に係る製造方法で得られる鋼の常温強度は５５０ＭＰａ以上、７００ＭＰａ以下である。

表１に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｏを用いて、表２に示す製造条件にて作製した鋼板（板厚１５〜２５ｍｍ）を冷間成形後シーム溶接により、外径６１０ｍｍ×管厚１５〜２５ｍｍの鋼管を作製した。

鋼板特性として、鋼板圧延方向と直角方向に引張試験片を採取し、室温ならびに３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）を求めた。

室温での引張試験はＩＳＯ ６８９２に準拠し、全厚のＡＰＩ矩形試験片を用いて実施した。３５０℃での引張試験はＩＳＯ ７８３に準拠し、直径８．７５ｍｍの丸棒試験片を用いて実施した。

鋼管の強度は、円周方向に引張試験片を採取し、室温ならびに３５０℃での降伏強度を求めた。室温での引張試験はＩＳＯ ６８９２に準拠し、全厚のＡＰＩ矩形試験片を用いて実施した。

３５０℃での引張試験はＩＳＯ ７８３に準拠し、直径８．７５ｍｍの丸棒試験片を用いて実施した。

鋼板の変形能については、圧延方向に直径８．７５ｍｍの引張試験片を採取し、試験方法は室温ではＩＳＯ ６８９２、３５０℃ではＩＳＯ ７８３に準拠して引張試験を行い、室温ならびに３５０℃での一様伸びを求めた。なお、一様伸びは弾性変形開始から最高荷重までの伸び量とした。

鋼管の変形能については、管軸方向に採取した直径６ｍｍの丸棒試験片を採取し、試験方法は室温ではＩＳＯ ６８９２、３５０℃ではＩＳＯ ７８３に準拠して引張試験を行い、室温ならびに３５０℃での一様伸びを求めた。

鋼管の溶接熱影響部シャルピー試験は、入熱約５０ｋＪ／ｃｍのＳＡＷにてシーム溶接を行った鋼管を用いて、管厚中央部を中心にノッチ全体が溶接熱影響部となるように溶接ボンド部近接側から円周方向に２ｍｍＶノッチのフルサイズ試験片を３本採取し実施した。試験方法はＩＳＯ １４８に準拠し、試験温度を−２０℃ならびに３５０℃にて行った。

尚、−２０℃での試験にはアルコールで、３５０℃での試験では加熱炉を用いて所定の温度に保持した。靭性値はシャルピー吸収エネルギーの３本の平均値（単位Ｊ）で評価した。鋼板ならびに鋼管の試験結果を表２に併せて示す。

室温ならびに３５０℃での圧延と直角方向あるいは円周方向の降伏強度（単位ＭＰａ）が５５０ＭＰａ以上、圧延方向あるいは管軸方向の一様伸びが１０％以上で、‐２０℃ならびに３５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００J以上の場合を良好とした。

化学成分、鋼板製造条件とも本発明範囲内である本発明鋼（１〜１２）は鋼板、鋼管の室温ならびに３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）が５５０ＭＰａ以上で一様伸びが１０％以上を有し、且つ、多量のＭＡ析出によるベイナイト組織中の微細炭化物の分散析出ならびに転位密度に及ぼす影響は認めらず、良好な溶接熱影響部靱性が得られている。

一方、化学成分あるいは鋼板製造条件が本発明範囲外である比較鋼（１３〜１７、１９〜２５）は、室温あるいは３５０℃での降伏強度および／または一様伸びおよび／または溶接熱影響部靱性が本発明鋼に対して劣っていた。

また、製管後、熱処理（Ｑ−Ｔ処理）を施した比較鋼１８は、３５０℃での強度が本発明鋼に対して劣っていた。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．６〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．０３〜０．０７％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０４％以下、ＲＥＭ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式（１）で示されるＮｂ_ｅｆｆ．：０．０２５％以上である鋼を、１１００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下で熱間圧延後、５℃／秒以上の冷却速度にて５５０℃超え６５０℃以下に加速冷却した後、直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で６１０〜７２０℃まで再加熱を行うことを特徴とする、中温域での強度ならびに変形能に優れた高強度高靭性鋼板の製造方法。
   Ｎｂ_ｅｆｆ．＝０．００２×（１−２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）・・・（１）
   Ｔｉ，Ｃ，Ｎは質量％
2. 更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％のうち１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の中温域での強度ならびに変形能に優れた高強度高靭性鋼板の製造方法。
3. 請求項１または２に記載の方法で得られた鋼板を管状に冷間成形し、その突合せ部を溶接することを特徴とする、中温域での強度ならびに変形能に優れた高強度高靭性溶接鋼管の製造方法。