JP3785376B2 - 溶接熱影響部靭性及び変形能に優れた鋼管及び鋼管用鋼板の製造法 - Google Patents
溶接熱影響部靭性及び変形能に優れた鋼管及び鋼管用鋼板の製造法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、米国石油協会（ＡＰＩ）企画でＸ１００以上（降伏強度で約６９０ＭＰａ以上、引張強度で約７６０ＭＰａ以上）の高強度と優れた溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性及び変形能を有する鋼管に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
原油・天然ガスを長距離輸送するパイプラインに使用するラインパイプは、（１）高圧下による輸送効率の向上や、（２）薄肉化による現地での溶接効率向上のため、ますます高張力化する傾向にある。これまでにＡＰＩ規格でＸ８０までのラインパイプが実用化されているが、さらに高強度のラインパイプに対するニーズがでてきた。現在、Ｘ１００以上の高強度ラインパイプはＸ８０級ラインパイプの製造法（ＮＫＫ技報 Ｎｏ．１３８（１９９２）、ｐｐ．２４〜３１及びＴｈｅ ７ｔｈ ｏｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ Ａｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８８），ｖｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ．１７９〜１８５）を基本に検討されているが、これらのラインパイプは低温靭性、特にＨＡＺ靭性の点で問題を抱えており、これらを克服した画期的な高強度鋼管が望まれている。さらに、永久凍土に敷設するパイプラインにおいて凍土の一部が融解と凍結を繰り返すため、パイプライン自体に歪が加わり、延性亀裂の発生を防止できる変形能の大きい、安全性に優れた鋼管が望まれている。
【０００３】
低合金鋼のＨＡＺ靭性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ*）、上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）粒界脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶金学的要因に支配される。なかでも、ＨＡＺの結晶粒のサイズは低温靭性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ組織を微細化する数多くの技術が開発実用化されている。
【０００４】
例えば、ＴｉＮを微細に分散させ、４９０ＭＰａ級高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善する手段が開示されている（「鉄と鋼」（昭和５４年６月発行、第６５巻第８号１２３２頁）。しかし、これらの析出物は溶融線近傍においては１４００℃以上の高温にさらされるため大部分が粗大化或いは溶解し、ＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するという欠点を有する。
【０００５】
この問題に対して、鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させて、溶接時のＨＡＺにおいて粒内アシキュラーフェライト（以下ＩＧＦと呼ぶ）を生成させることにより溶融線近傍のＨＡＺ組織は微細化され、ＨＡＺ靭性が改善されることが特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平１−１５３２１号公報などに開示されている。
【０００６】
しかしながら、Ｘ１００以上の高強度になるとＴｉ酸化物からＩＧＦの生成は抑制され、ＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｘ１００以上の高強度鋼のＨＡＺ靭性の改善が強く望まれている。
【０００７】
一方、変形能に関して、特開平１１−２７９７００号公報では、面積分率で１０〜５０％の下部ベイナイトを含有する対座屈特性に優れた鋼管、特開平１１−３４３５４２号公報では平均アスペクト比が２〜１５である島状マルテンサイトを面積分率で２〜１５％含有する耐座屈特性に優れた鋼管が開示されている。
しかしながらいずれも、Ｘ１００以上の高強度鋼管を対象にしたものではない。また、鋼管の母材について耐局部座屈性を向上させることを目的としたものであり、溶接金属部を含む鋼管或いはパイプラインに関するものではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は良好なＨＡＺ靭性及び優れた変形能を有するＸ１００以上の高強度鋼管及びその製造方法を提供するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、以下のとおりである。
【００１０】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、]
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
に残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある母材と、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有し、
さらに溶接金属部に島状マルテンサイトを 1 〜１５％含有し、
母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であり、
母材部及び溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管。
【００１１】
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある母材と、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有し、
さらに溶接金属部に島状マルテンサイトを 1 〜１５％含有し、
母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であり、
母材部及び溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管。
【００１２】
（３） 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
に残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
で定義されるＱｂ値が２．０〜３．５の範囲にある母材と、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有し、
さらに溶接金属部に島状マルテンサイトを 1 〜１５％含有し、
母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であり、
母材部および溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管。
【００１３】
（４） 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
で定義されるＱｂ値が２．０〜３．５の範囲にある母材と、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有し、
さらに溶接金属部に島状マルテンサイトを 1 〜１５％含有し、
母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であり、
母材部および溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管。
【００１４】
（５） 前記溶接金属が、さらに質量％で、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％
のうち１種または２種以上を含有していることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性および変形能に優れた鋼管。
【００２０】
（６） 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
に残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下での圧下量を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、５５０〜７００℃の温度範囲から２℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷することを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管用鋼板の製造法。
【００２１】
（７） 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
に残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏで定義されるＱｂ値が２．０〜３．５の範囲にある鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下での圧下量を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、５５０〜７００℃の温度範囲から２℃/秒以上の冷却速度で４５０℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷することを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管用鋼板の製造法。
【００２２】
（８） 鋳片がさらに質量％で、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（６）または（７）項に記載の溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管用鋼板の製造法。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明の高強度鋼管について詳細に説明する。
【００２４】
本発明者らの研究によれば、ＨＡＺ靭性は（１）鋼の化学成分、（２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分散状態）に大きく依存し、ＨＡＺ靭性を改善するためには、鋼成分の適正化と結晶粒の微細化、特にＭ*などの硬化相の低減が不可欠であると考えられる。鋼板を内外面溶接して製造する鋼管（例えばＵＯＥ鋼管など）は、溶接コスト低減の観点から内面１層、外面１層の溶接が適用される。この場合、内面溶接の溶融線近傍の１４００℃以上に加熱され、その後の外面溶接によりＡｃ１点直上に再加熱された領域（粗粒＋Ａｃ１部）で、最も靭性が低下すると考えられる。これは、Ａｃ１直上に再加熱された時にオーステナイト（ν）へ変態した領域に炭素（Ｃ）が濃縮し、その後の冷却過程でＣを多量に含有した高炭素島状マルテンサイト（Ｍ*）などの硬化相が多量に生成するためである。Ｍ*は多量のＣを含有しているので硬く、かつ脆性破壊の発生点になりやすい。
【００２５】
鋼を高強度化させるためには、必然的に合金元素の添加量を増加させる必要があるが、粗粒＋Ａｃ１部においてＭ*の生成量が増加し、ＨＡＺ靭性は大きく劣化する。そこで、本発明者らは粗粒＋Ａｃ１部での靭性の劣化を防止するために、Ｍ*の生成を抑制する方法について鋭意検討した結果、（１）鋼管母材のＣ量を低減することによりＡｃ１直上に再加熱された領域に濃縮するＣ量を低減することを見出した。さらに、極低Ｃ化した場合でも目標とする強度を満足させるために、合金元素の適正な添加量について検討した結果、Ｂ無添加鋼の場合にはＰｂ値、Ｂ添加鋼の場合にはＱｂ値で定義される値を所定の範囲に限定することにより、強度を確保することができることを見出した。しかしながら、極低Ｃ鋼の母材を溶接する場合、溶接金属中のＣ量が低くなると、δ凝固による高温割れが発生する。また、過度にＣ量を含有した場合、溶接金属の低温靭性が劣化する。そこで、溶接金属の高温割れを防止し、かつ良好な低温靭性を目標とする強度を満足させる適正なＣ量、さらには合金元素添加量を見出した。
【００２６】
永久凍土に敷設されるパイプラインにおいては、凍土の融解、凍結により３％程度の歪がパイプラインに負荷されるといわれている。この場合、母材部及び溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であれば、延性亀裂の発生が防止できることを見出した。また、母材の一様伸びを増加させるためには２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有すること、溶接金属の一様伸びを増加させるためには島状マルテンサイトを１〜１５％、好ましくは２〜１５％含有させることが必要であることを見出した。さらに、母材円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上（Ｘ１００以上）の場合、母材管軸方向の引張試験における降伏強度は円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍であれば、実用上問題ないことを見出した。また、鋼管用鋼板の製造法として、６５０〜８００℃の温度範囲で圧延を終了し、７００〜８５０℃の温度範囲から２℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷することにより、高強度と高一様伸びを両立する鋼板が得られることを見出し、本発明に至った。
【００２７】
すなわち、本発明の特徴は、鋼管母材として、極低Ｃ−Ｎｂ−Ｔｉ系成分を適用するに際し、目標とする強度を確保するために、合金元素添加量をＰｂ値またはＱｂ値で定義される適正な範囲に限定すること、及び溶接金属として、高温割れ防止の観点からＣ量を限定すると共に、目標とする強度を満足させるために、合金元素添加量をＰｗで定義される適正な範囲に限定すること、さらに優れた変形能を確保するために母材部及び溶接金属部の管軸方向の引張試験の一様伸びを３％以上にすること、大きな一様伸びを得るために母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有すること、溶接金属部に島上マルテンサイトを１〜１５％、好ましくは２〜１５％含有させること、さらに母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であることにある。
【００２８】
まず、鋼管母材の成分限定理由について説明する。
【００２９】
Ａｃ１直上に再加熱された領域へのＣの濃縮量を低減させるためには、母材のＣ量は０．００３％以下にしなければならない。これは、Ｃ量が０．００３％を超えると、Ａｃ１直上に加熱された際、オーステナイト（ν）中へのＣ濃縮量が増加して、その後の冷却過程で高炭素島状マルテンサイト（Ｍ*）が生成して脆性破壊の発生点となるためである。
【００３０】
ＨＡＺ靭性の改善のためには母材のＣ量を０．００３％以下にしなければならないが、目標とするＸ１００以上の強度を満足させるためには、合金元素の添加量の適正化が必要である。すなわち、Ｂ無添加鋼の場合には、Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖの式で定義されるＰｂ値を２．５〜４．０の範囲にしなければならない。Ｐｂ値が２．５未満では目標とするＸ１００以上の強度が確保できない。また、Ｐｂ値が４．０を超えるとＭ*の生成が顕著となり、ＨＡＺ靭性が劣化する。このためＰｂ値の範囲を２．５〜４．０に限定した。一方、Ｂ添加鋼の場合には、Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏの式で定義されるＱｂ値を２．０〜３．５の範囲にしなければならない。Ｑｂ値が２．０未満では目標とする強度が確保できない。また、Ｑｂ値が３．５を超えるとＭ*の生成が顕著となり、ＨＡＺ靭性が劣化する。このためＱｂ値の範囲を２．０〜３．５に限定した。
【００３１】
しかし、たとえＣ量を極力低減し、合金元素の添加量を適正な範囲に限定しても、母材の基本成分が適当でないと優れたＨＡＺ靭性は得られない。以下にその他の基本成分の限定理由について説明する。
【００３２】
Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
【００３３】
Ｍｎは強度、低温靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかし、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、低温靭性も劣化させるので上限を２．５％とした。
【００３４】
Ｎｂは制御圧延時にνの再結晶を抑制して結晶粒を微細化するだけでなく、析出硬化や焼入性の増大にも寄与し、鋼を強靭化する作用を有し、本発明において必須の元素である。この効果を得るためには最低０．０１％のＮｂが必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎるとＨＡＺ靭性が劣化するので、その上限の値を０．０５％に限定した。
【００３５】
Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのν粒の粗大化を抑制して、ミクロ組織を微細化して、母材及びＨＡＺの低温靭性を改善し、本発明において必須の元素である。この効果を発揮させるためには、０．００５％以上の添加が必要である。また、多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性を劣化させるので、その上限の値を０．０３％に限定した。
【００３６】
Ａｌは脱酸のために添加する元素であるが、多く添加するとアルミナ系非金属介在物が増加して、鋼の清浄度を劣化させるので、上限を０．０５％とした。
【００３７】
ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのν粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要な最小量は０．００１％である。しかし、Ｎ量が多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化の原因となるので、その上限の値は０．００６％に抑える必要がある。
【００３８】
本発明において、不可避的不純物であるＰ、Ｓ量を０．０１５％以下、０．００５％以下とする。この主たる理由は母材及びＨＡＺの低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減させて、粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。また、Ｓ量の低減は制御圧延で延伸化したＭｎＳを低減して延性、靭性を向上させる効果がある。
【００３９】
つぎにＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇの一種又は二種以上を添加する理由について説明する。基本成分はさらにこれらの元素を添加する主たる目的は本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度・低温靭性などの特性の向上をはかるためである。したがってその添加量は自ら制限されるべき性質のものである。
【００４０】
Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、低温靭性を向上させるが、０．１％以下では効果が薄く、１．０％以上の添加は溶接性に好ましくないためにその上限の値を１．０％とした。
【００４１】
ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を有すると共に耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があり、０．１％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると析出硬化により母材、ＨＡＺ靭性劣化や熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生するために、その上限の値を１．２％とした。
【００４２】
Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる効果があり、０．１％以上の添加が必要である。しかし、多すぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の上限は１．０％とした。
【００４３】
Ｍｏは母材及び溶接部の強度を上昇させる元素であるが、１．０％を超えるとＣｒと同様に母材、ＨＡＺ靭性及び溶接性を劣化させる。また、０．１％以下の添加ではその効果が薄い。
【００４４】
Ｖは、ほぼＮｂと同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して格段に弱い。その効果を発揮させるためには０．０１％以上の添加が必要である。また、上限は現地溶接性、ＨＡＺ靭性の点から０．１％まで許容できる。
【００４５】
Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の携帯を制御し、低温靭性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギーの増加など）させるほか、耐サワー性の向上にも著しい効果を発揮する。０．００１％以下ではその効果が薄く、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳが大量に生成してクラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。このためＣａ添加量を０．００１〜０．００５％に制限した。
【００４６】
ＭｇはＡｌとＭｇの微細な酸化物を形成し、この酸化物を生成核として微細なＴｉＮが生成する。このＴｉＮは１４００℃以上の高温においても化学的に安定であるので、ν粒の粗大化抑制効果を発揮し、ＨＡＺ靭性を向上させる。０．００３％以下ではその効果が薄い。また、Ｍｇの添加量が多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．００２％に限定した。
【００４７】
Ｂは極微量で鋼の焼入性を飛躍的に高め、良好な強度と靭性が得られる。この効果を発揮させるためには０．０００３％以上の添加が必要である。また、多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限の値を０．００２％に限定した。
【００４８】
つぎに溶接金属の成分限定理由について説明する。
【００４９】
溶接金属の高温割れを防止するためには、Ｃ量は０．０３５％以上必要である。０．０３５％未満では溶接後、凝固する過程でδ凝固が起こり、高温割れが発生するためである。しかしながら、Ｃ量が０．０８％を超えると、溶接金属の低温靭性が劣化するために、その上限の値を０．０８％とした。
【００５０】
Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多く添加すると低温靭性や現地溶接性を劣化させるので、上限を０．６％とした。
【００５１】
Ｍｎは強度、低温靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．５％である。しかし、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入性が増加して低温靭性や現地溶接性を劣化させるので、上限を２．２％とした。
【００５２】
Ｎｉを添加する目的は、低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく、強度を上昇させるためである。しかし、添加量が多すぎると経済性だけでなく、低温靭性などを劣化させるので、その上限を２．５％、下限を１．０％とした。
【００５３】
Ｃｒは強度を増加させるが、多すぎると低温靭性や現地溶接性を著しく劣化させる。このため、Ｃｒ量の上限を１．５％、下限を０．３％とした。
【００５４】
Ｍｏを添加する理由は、鋼の焼入性を向上させるためである。この効果を得るためには、Ｍｏは最低０．３％必要であるが、好ましくは０．５％である。しかし、過剰なＭｏ添加は低温靭性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．５％とした。
【００５５】
Ｎｂは鋼を強靭化する作用を有し、０．０１％以上必要である。しかし、Ｎｂを０．１％以上添加すると現地溶接性や低温靭性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１％とした。
【００５６】
Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、低温靭性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性が劣化するので、その上限は０．０３％に限定しなければならない。
【００５７】
Ｂは極微量で鋼の焼入性を飛躍的に高める元素である。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．０００３％必要である。一方、過剰に添加すると、低温靭性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００２％とした。
【００５８】
Ａｌは、通常脱酸元素として効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．０５％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０５％とした。
【００５９】
ＮはＴｉＮを形成して低温靭性を向上させる。このために必要な最小量は０．００１％である。しかし、多すぎると低温靭性を劣化させるので、その上限は０．０１％に抑える必要がある。
【００６０】
Ｏは溶接金属中において酸化物を形成し、粒内変態フェライトの核として作用し、組織の微細化に効果がある。しかし、多すぎると溶接金属の低温靭性が劣化すると共に、スラグ巻きこみなどの溶接欠陥を起こす。このため、Ｏ量の下限を０．０１５％、上限を０．０４５％とした。
【００６１】
さらに本発明では、不純物元素であるＰ、Ｓ量をそれぞれ０．０１５％以下、０．００５％以下とする。この主たる理由は低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は粒界破壊を防止し、低温靭性を向上させる。また、Ｓ量の低減はＭｎＳを低減して、延靭性を向上させる効果がある。
【００６２】
つぎにＣｕ、Ｖ、Ｃａの一種又は二種以上を添加する理由について説明する。
【００６３】
基本となる成分にさらに、必要に応じてこれらの元素を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、溶接金属の強度・低温靭性などの特性の向上をはかるためである。したがって、その添加量は自ら制限されるべき性質のものである。
【００６４】
ＣｕはＮｉと同様に低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく、強度を上昇させる。しかし、過剰に添加すると低温靭性が劣化するので、その上限を１．０％とした。Ｃｕの下限０．１％は添加による材質上の効果が顕著になる最小値である。
【００６５】
Ｖは、ほぼＮｂと同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して弱い。Ｖは歪誘起析出し、強度を上昇させる。下限は０．０１％、その上限は現地溶接性、低温靭性の観点から０．１％まで許容できる。
【００６６】
Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギーの増加など）させる。しかし、Ｃａ量が０．００１％以下では実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳが大量に発生して、溶接欠陥を発生させる。このためＣａ添加量を０．００１〜０．００５％に限定した。
【００６７】
さらに、溶接金属においてもＸ１００以上の強度を満足させるためには、合金元素添加量の適正化が必要である。すなわちＰｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂで定義されるＰｗ値を０．２〜０．３５の範囲に制限しなければならない。Ｐｗ値が０．２未満ではＸ１００以上の溶接部強度が確保できない。また、Ｐｗ値が０．３５を超えるとＭ*の生成が顕著となり、靭性が劣化すると共に、低温割れが発生する。このためＰｗ値の範囲を０．２〜０．３５に限定した。
【００６８】
つぎに高い変形能を得るための限定理由について以下に述べる。
【００６９】
まず、永久凍土に敷設されるパイプラインにおいては、凍土の融解、凍結により３％程度の歪がパイプラインに負荷される場合、母材部及び溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であれば、３％の歪を負荷しても延性亀裂の枝分かれが起こらず、延性亀裂の発生が防止できるため、母材部及び溶接金属部の一様伸びを３％以上に限定した。
【００７０】
母材の一様伸びを増加させるためには２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有することが必要である。２０μｍを超えると母材の靭性が著しく低下するためである。フェライト分率が５％未満の場合、一様伸びの向上効果が得られないためである。また、５０％を超えると十分な強度が得られないため、フェライト分率の含有量を５〜５０％に限定した。
【００７１】
溶接金属の一様伸びを増加させるためには島状マルテンサイトを１〜１５％、好ましくは２〜１５％含有させることが必要である。島状マルテンサイトを含有することにより引張試験におけるＳ−Ｓ曲線がラウンド型となり、一様伸びが向上する。島状マルテンサイトが１％未満では一様伸びの向上効果が得られず、１５％を超えると溶接金属部の低温靭性が劣化するので、その範囲を１〜１５％に限定した。
【００７２】
母材円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上（Ｘ１００以上）の場合、母材管軸方向の引張試験における降伏強度は円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上必要である。母材部にフェライトを導入して一様伸びを向上させる場合、降伏強度の低下が認められる。円周方向の強度は内圧により決定されるが、管軸方向の降伏強度は円周方向の降伏強度の０．９倍以上であれば、実用上問題ない。このため、母材管軸方向の引張試験における降伏強度は円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上に限定した。
【００７３】
鋼管に使用する鋼板の製造法として、鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下での圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、５５０〜７００℃の温度範囲から２℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以下の任意の温度まで冷却する必要がある。
【００７４】
まず、再加熱温度を９５０〜１２００℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮｂ析出物を固溶させ、圧延中の組織を微細化し、優れた低温靭性を得るために９５０℃以上としなければならない。しかし、再加熱温度が１２００℃を超えると、ν粒が著しく粗大化し、圧延によっても完全に微細化できないため、優れた低温靭性が得られない。このため再加熱温度の上限を１２００℃とした。
【００７５】
さらに９５０℃以下の累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度を７００〜８５０℃としなければならない。これは、再結晶域圧延で微細化したν粒を低温圧延によって延伸化し、結晶粒の徹底的な微細化をはかって低温靭性を改善するためである。累積圧下率が５０％未満ではν組織の延伸化が不十分で、微細な結晶粒が得られない。また、圧延終了温度が８５０℃以上では、例えば累積圧下率が５０％以上でも微細な結晶粒は達成できない。また、圧延温度が低すぎると過度のν／α２相域圧延となり、低温靭性が劣化するので、圧延終了温度の下限を７００℃とした。
【００７６】
圧延後、鋼板を加速冷却することが必須である。加速冷却は、低温靭性を損なわずに強度の増加及びミクロ組織の制御に基づく一様伸びの向上を可能にする。加速冷却の条件としては、圧延後５５０〜７００℃の温度範囲から冷却速度２℃／秒以上で４５０℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷しなければならない。冷却を開始する温度が７００℃を超えると、一様伸びが低下する。また、冷却を開始する温度が５５０℃以下の場合、十分な強度が得られない。したがって、冷却を開始する温度範囲を５５０〜７００℃に限定した。また、冷却速度が小さすぎたり、冷却停止温度が高すぎると加速冷却の効果が十分に得られず、十分な強度を得ることができない。
【００７７】
本発明は厚板ミルに適用することが最も好ましいが、ホットコイルにも適用できる（この場合、圧延冷却後の鋼板は巻き取られ、冷却される）。また、この方法で製造した鋼板は低温靭性に優れているので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧力容器などにも適用できる。
【００７８】
【実施例】
本発明の実施例について述べる。転炉−連続鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から製造された鋼板を用いて、鋼管を製造し、諸性質を調査した。鋼管溶接部の特性は内外面の１層のＳＡＷ（サブマージドアーク溶接）を実施した後、鋼板１／２ｔ部より採取したシャルピー試験片を用いて評価した。ノッチ位置は溶接金属中央及びＨＡＺ（内面溶接と外面溶接の溶接金属が交わる点から１ｍｍ）とした。また、引張試験は直径１２．７ｍｍ、ゲージレングス５０．８ｍｍの丸棒引張試験片を使用した。試験の条件、結果を表１〜７に示す。表１〜４は、鋼管母材と溶接金属の化学成分を示し、表５、６に鋼板製造条件、組織及び鋼管母材の機械的性質を示し、そして、表７に鋼管溶接部の機械的性質を示した。表から明らかなように、本発明の鋼管は優れた強度（ＹＳ、ＴＳ）、一様伸び（ｕＥｌ）、低温靭性、溶接部靭性を有する。これに対して比較鋼は化学成分が適切でなく、いずれかの特性が劣る。
【００７９】
鋼１３は母材のＣ量が多すぎるため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１４は母材のＡｌ量が多すぎるため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１５は母材のＰｂ値が低すぎるため、目標の強度を満足しない。鋼１６は母材のＰｂ値が高すぎるため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１７は母材のＱｂ値が低すぎるため、目標の強度を満足しない。鋼１８は母材のＱｂ値が高すぎるため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１９は溶接金属のＣ量が少ないため、溶接金属の高温割れが発生する。鋼２０は溶接金属のＣ量が多すぎるため、溶接金属の低温靭性が劣る。鋼２１は溶接金属のＰｗ値が低すぎるため、溶接部の強度が低い。鋼２２は溶接金属のＰｗ値が高すぎるため、溶接金属の靭性が劣る。鋼２３は２０μｍ以下のフェライト分率が５％未満であるために十分な一様伸びが得られない。鋼２４は２０μｍ以下のフェライト分率が５０％を超えるために十分な強度が得られない。鋼２５は溶接金属の島状マルテンサイト分率が１％未満であるために十分な一様伸びが得られない。鋼２６は溶接金属の島状マルテンサイト分率が１５％を超えるために溶接金属の靭性が劣化する。鋼２７は母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以下であるためにパイプライン敷設時に座屈が発生した。鋼２８はスラブ再加熱温度が９５０℃以下であるために十分な強度と低温靭性が得られない。鋼２９はスラブ再加熱温度が１２００℃を超えるために優れた低温靭性が得られない。鋼３０は９５０℃以下の圧下量が５０％未満であるために良好な低温靭性が得られない。鋼３１は圧延終了温度が８５０℃を超えるために良好な低温靭性が得られない。鋼３２は圧延終了温度が７００℃未満であるために良好な低温靭性が得られない。鋼３３は冷却開始温度が７００℃を超えるために良好な一様伸びが得られない。鋼３４は冷却開始温度が５５０℃未満であるために十分な強度が得られない。鋼３５は冷却停止温度が４５０℃を超えるために十分な強度が得られない。鋼３６は冷却速度が小さいために十分な強度が得られない。
【００８０】
【表１】
【００８１】
【表２】
【００８２】
【表３】
【００８３】
【表４】
【００８４】
【表５】
【００８５】
【表６】
【００８６】
【表７】
【００８７】
【発明の効果】
本発明によるＨＡＺ靭性に優れ、高い変形能を有する高強度鋼管（ＡＰＩ規格Ｘ１００以上）をパイプラインに採用することにより、パイプラインの安全性が著しく向上すると共に、輸送効率が飛躍的に改善された。
【発明の属する技術分野】
本発明は、米国石油協会（ＡＰＩ）企画でＸ１００以上（降伏強度で約６９０ＭＰａ以上、引張強度で約７６０ＭＰａ以上）の高強度と優れた溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性及び変形能を有する鋼管に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
原油・天然ガスを長距離輸送するパイプラインに使用するラインパイプは、（１）高圧下による輸送効率の向上や、（２）薄肉化による現地での溶接効率向上のため、ますます高張力化する傾向にある。これまでにＡＰＩ規格でＸ８０までのラインパイプが実用化されているが、さらに高強度のラインパイプに対するニーズがでてきた。現在、Ｘ１００以上の高強度ラインパイプはＸ８０級ラインパイプの製造法（ＮＫＫ技報 Ｎｏ．１３８（１９９２）、ｐｐ．２４〜３１及びＴｈｅ ７ｔｈ ｏｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ Ａｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８８），ｖｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ．１７９〜１８５）を基本に検討されているが、これらのラインパイプは低温靭性、特にＨＡＺ靭性の点で問題を抱えており、これらを克服した画期的な高強度鋼管が望まれている。さらに、永久凍土に敷設するパイプラインにおいて凍土の一部が融解と凍結を繰り返すため、パイプライン自体に歪が加わり、延性亀裂の発生を防止できる変形能の大きい、安全性に優れた鋼管が望まれている。
【０００３】
低合金鋼のＨＡＺ靭性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ*）、上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）粒界脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶金学的要因に支配される。なかでも、ＨＡＺの結晶粒のサイズは低温靭性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ組織を微細化する数多くの技術が開発実用化されている。
【０００４】
例えば、ＴｉＮを微細に分散させ、４９０ＭＰａ級高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善する手段が開示されている（「鉄と鋼」（昭和５４年６月発行、第６５巻第８号１２３２頁）。しかし、これらの析出物は溶融線近傍においては１４００℃以上の高温にさらされるため大部分が粗大化或いは溶解し、ＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するという欠点を有する。
【０００５】
この問題に対して、鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させて、溶接時のＨＡＺにおいて粒内アシキュラーフェライト（以下ＩＧＦと呼ぶ）を生成させることにより溶融線近傍のＨＡＺ組織は微細化され、ＨＡＺ靭性が改善されることが特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平１−１５３２１号公報などに開示されている。
【０００６】
しかしながら、Ｘ１００以上の高強度になるとＴｉ酸化物からＩＧＦの生成は抑制され、ＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｘ１００以上の高強度鋼のＨＡＺ靭性の改善が強く望まれている。
【０００７】
一方、変形能に関して、特開平１１−２７９７００号公報では、面積分率で１０〜５０％の下部ベイナイトを含有する対座屈特性に優れた鋼管、特開平１１−３４３５４２号公報では平均アスペクト比が２〜１５である島状マルテンサイトを面積分率で２〜１５％含有する耐座屈特性に優れた鋼管が開示されている。
しかしながらいずれも、Ｘ１００以上の高強度鋼管を対象にしたものではない。また、鋼管の母材について耐局部座屈性を向上させることを目的としたものであり、溶接金属部を含む鋼管或いはパイプラインに関するものではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は良好なＨＡＺ靭性及び優れた変形能を有するＸ１００以上の高強度鋼管及びその製造方法を提供するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、以下のとおりである。
【００１０】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、]
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
に残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある母材と、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有し、
さらに溶接金属部に島状マルテンサイトを 1 〜１５％含有し、
母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であり、
母材部及び溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管。
【００１１】
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある母材と、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有し、
さらに溶接金属部に島状マルテンサイトを 1 〜１５％含有し、
母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であり、
母材部及び溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管。
【００１２】
（３） 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
に残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
で定義されるＱｂ値が２．０〜３．５の範囲にある母材と、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有し、
さらに溶接金属部に島状マルテンサイトを 1 〜１５％含有し、
母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であり、
母材部および溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管。
【００１３】
（４） 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
で定義されるＱｂ値が２．０〜３．５の範囲にある母材と、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有し、
さらに溶接金属部に島状マルテンサイトを 1 〜１５％含有し、
母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であり、
母材部および溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管。
【００１４】
（５） 前記溶接金属が、さらに質量％で、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％
のうち１種または２種以上を含有していることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性および変形能に優れた鋼管。
【００２０】
（６） 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
に残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下での圧下量を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、５５０〜７００℃の温度範囲から２℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷することを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管用鋼板の製造法。
【００２１】
（７） 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
に残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏで定義されるＱｂ値が２．０〜３．５の範囲にある鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下での圧下量を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、５５０〜７００℃の温度範囲から２℃/秒以上の冷却速度で４５０℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷することを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管用鋼板の製造法。
【００２２】
（８） 鋳片がさらに質量％で、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（６）または（７）項に記載の溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管用鋼板の製造法。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明の高強度鋼管について詳細に説明する。
【００２４】
本発明者らの研究によれば、ＨＡＺ靭性は（１）鋼の化学成分、（２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分散状態）に大きく依存し、ＨＡＺ靭性を改善するためには、鋼成分の適正化と結晶粒の微細化、特にＭ*などの硬化相の低減が不可欠であると考えられる。鋼板を内外面溶接して製造する鋼管（例えばＵＯＥ鋼管など）は、溶接コスト低減の観点から内面１層、外面１層の溶接が適用される。この場合、内面溶接の溶融線近傍の１４００℃以上に加熱され、その後の外面溶接によりＡｃ１点直上に再加熱された領域（粗粒＋Ａｃ１部）で、最も靭性が低下すると考えられる。これは、Ａｃ１直上に再加熱された時にオーステナイト（ν）へ変態した領域に炭素（Ｃ）が濃縮し、その後の冷却過程でＣを多量に含有した高炭素島状マルテンサイト（Ｍ*）などの硬化相が多量に生成するためである。Ｍ*は多量のＣを含有しているので硬く、かつ脆性破壊の発生点になりやすい。
【００２５】
鋼を高強度化させるためには、必然的に合金元素の添加量を増加させる必要があるが、粗粒＋Ａｃ１部においてＭ*の生成量が増加し、ＨＡＺ靭性は大きく劣化する。そこで、本発明者らは粗粒＋Ａｃ１部での靭性の劣化を防止するために、Ｍ*の生成を抑制する方法について鋭意検討した結果、（１）鋼管母材のＣ量を低減することによりＡｃ１直上に再加熱された領域に濃縮するＣ量を低減することを見出した。さらに、極低Ｃ化した場合でも目標とする強度を満足させるために、合金元素の適正な添加量について検討した結果、Ｂ無添加鋼の場合にはＰｂ値、Ｂ添加鋼の場合にはＱｂ値で定義される値を所定の範囲に限定することにより、強度を確保することができることを見出した。しかしながら、極低Ｃ鋼の母材を溶接する場合、溶接金属中のＣ量が低くなると、δ凝固による高温割れが発生する。また、過度にＣ量を含有した場合、溶接金属の低温靭性が劣化する。そこで、溶接金属の高温割れを防止し、かつ良好な低温靭性を目標とする強度を満足させる適正なＣ量、さらには合金元素添加量を見出した。
【００２６】
永久凍土に敷設されるパイプラインにおいては、凍土の融解、凍結により３％程度の歪がパイプラインに負荷されるといわれている。この場合、母材部及び溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であれば、延性亀裂の発生が防止できることを見出した。また、母材の一様伸びを増加させるためには２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有すること、溶接金属の一様伸びを増加させるためには島状マルテンサイトを１〜１５％、好ましくは２〜１５％含有させることが必要であることを見出した。さらに、母材円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上（Ｘ１００以上）の場合、母材管軸方向の引張試験における降伏強度は円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍であれば、実用上問題ないことを見出した。また、鋼管用鋼板の製造法として、６５０〜８００℃の温度範囲で圧延を終了し、７００〜８５０℃の温度範囲から２℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷することにより、高強度と高一様伸びを両立する鋼板が得られることを見出し、本発明に至った。
【００２７】
すなわち、本発明の特徴は、鋼管母材として、極低Ｃ−Ｎｂ−Ｔｉ系成分を適用するに際し、目標とする強度を確保するために、合金元素添加量をＰｂ値またはＱｂ値で定義される適正な範囲に限定すること、及び溶接金属として、高温割れ防止の観点からＣ量を限定すると共に、目標とする強度を満足させるために、合金元素添加量をＰｗで定義される適正な範囲に限定すること、さらに優れた変形能を確保するために母材部及び溶接金属部の管軸方向の引張試験の一様伸びを３％以上にすること、大きな一様伸びを得るために母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有すること、溶接金属部に島上マルテンサイトを１〜１５％、好ましくは２〜１５％含有させること、さらに母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であることにある。
【００２８】
まず、鋼管母材の成分限定理由について説明する。
【００２９】
Ａｃ１直上に再加熱された領域へのＣの濃縮量を低減させるためには、母材のＣ量は０．００３％以下にしなければならない。これは、Ｃ量が０．００３％を超えると、Ａｃ１直上に加熱された際、オーステナイト（ν）中へのＣ濃縮量が増加して、その後の冷却過程で高炭素島状マルテンサイト（Ｍ*）が生成して脆性破壊の発生点となるためである。
【００３０】
ＨＡＺ靭性の改善のためには母材のＣ量を０．００３％以下にしなければならないが、目標とするＸ１００以上の強度を満足させるためには、合金元素の添加量の適正化が必要である。すなわち、Ｂ無添加鋼の場合には、Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖの式で定義されるＰｂ値を２．５〜４．０の範囲にしなければならない。Ｐｂ値が２．５未満では目標とするＸ１００以上の強度が確保できない。また、Ｐｂ値が４．０を超えるとＭ*の生成が顕著となり、ＨＡＺ靭性が劣化する。このためＰｂ値の範囲を２．５〜４．０に限定した。一方、Ｂ添加鋼の場合には、Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏの式で定義されるＱｂ値を２．０〜３．５の範囲にしなければならない。Ｑｂ値が２．０未満では目標とする強度が確保できない。また、Ｑｂ値が３．５を超えるとＭ*の生成が顕著となり、ＨＡＺ靭性が劣化する。このためＱｂ値の範囲を２．０〜３．５に限定した。
【００３１】
しかし、たとえＣ量を極力低減し、合金元素の添加量を適正な範囲に限定しても、母材の基本成分が適当でないと優れたＨＡＺ靭性は得られない。以下にその他の基本成分の限定理由について説明する。
【００３２】
Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
【００３３】
Ｍｎは強度、低温靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかし、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、低温靭性も劣化させるので上限を２．５％とした。
【００３４】
Ｎｂは制御圧延時にνの再結晶を抑制して結晶粒を微細化するだけでなく、析出硬化や焼入性の増大にも寄与し、鋼を強靭化する作用を有し、本発明において必須の元素である。この効果を得るためには最低０．０１％のＮｂが必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎるとＨＡＺ靭性が劣化するので、その上限の値を０．０５％に限定した。
【００３５】
Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのν粒の粗大化を抑制して、ミクロ組織を微細化して、母材及びＨＡＺの低温靭性を改善し、本発明において必須の元素である。この効果を発揮させるためには、０．００５％以上の添加が必要である。また、多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性を劣化させるので、その上限の値を０．０３％に限定した。
【００３６】
Ａｌは脱酸のために添加する元素であるが、多く添加するとアルミナ系非金属介在物が増加して、鋼の清浄度を劣化させるので、上限を０．０５％とした。
【００３７】
ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのν粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要な最小量は０．００１％である。しかし、Ｎ量が多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化の原因となるので、その上限の値は０．００６％に抑える必要がある。
【００３８】
本発明において、不可避的不純物であるＰ、Ｓ量を０．０１５％以下、０．００５％以下とする。この主たる理由は母材及びＨＡＺの低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減させて、粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。また、Ｓ量の低減は制御圧延で延伸化したＭｎＳを低減して延性、靭性を向上させる効果がある。
【００３９】
つぎにＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇの一種又は二種以上を添加する理由について説明する。基本成分はさらにこれらの元素を添加する主たる目的は本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度・低温靭性などの特性の向上をはかるためである。したがってその添加量は自ら制限されるべき性質のものである。
【００４０】
Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、低温靭性を向上させるが、０．１％以下では効果が薄く、１．０％以上の添加は溶接性に好ましくないためにその上限の値を１．０％とした。
【００４１】
ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を有すると共に耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があり、０．１％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると析出硬化により母材、ＨＡＺ靭性劣化や熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生するために、その上限の値を１．２％とした。
【００４２】
Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる効果があり、０．１％以上の添加が必要である。しかし、多すぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の上限は１．０％とした。
【００４３】
Ｍｏは母材及び溶接部の強度を上昇させる元素であるが、１．０％を超えるとＣｒと同様に母材、ＨＡＺ靭性及び溶接性を劣化させる。また、０．１％以下の添加ではその効果が薄い。
【００４４】
Ｖは、ほぼＮｂと同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して格段に弱い。その効果を発揮させるためには０．０１％以上の添加が必要である。また、上限は現地溶接性、ＨＡＺ靭性の点から０．１％まで許容できる。
【００４５】
Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の携帯を制御し、低温靭性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギーの増加など）させるほか、耐サワー性の向上にも著しい効果を発揮する。０．００１％以下ではその効果が薄く、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳが大量に生成してクラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。このためＣａ添加量を０．００１〜０．００５％に制限した。
【００４６】
ＭｇはＡｌとＭｇの微細な酸化物を形成し、この酸化物を生成核として微細なＴｉＮが生成する。このＴｉＮは１４００℃以上の高温においても化学的に安定であるので、ν粒の粗大化抑制効果を発揮し、ＨＡＺ靭性を向上させる。０．００３％以下ではその効果が薄い。また、Ｍｇの添加量が多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．００２％に限定した。
【００４７】
Ｂは極微量で鋼の焼入性を飛躍的に高め、良好な強度と靭性が得られる。この効果を発揮させるためには０．０００３％以上の添加が必要である。また、多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限の値を０．００２％に限定した。
【００４８】
つぎに溶接金属の成分限定理由について説明する。
【００４９】
溶接金属の高温割れを防止するためには、Ｃ量は０．０３５％以上必要である。０．０３５％未満では溶接後、凝固する過程でδ凝固が起こり、高温割れが発生するためである。しかしながら、Ｃ量が０．０８％を超えると、溶接金属の低温靭性が劣化するために、その上限の値を０．０８％とした。
【００５０】
Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多く添加すると低温靭性や現地溶接性を劣化させるので、上限を０．６％とした。
【００５１】
Ｍｎは強度、低温靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．５％である。しかし、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入性が増加して低温靭性や現地溶接性を劣化させるので、上限を２．２％とした。
【００５２】
Ｎｉを添加する目的は、低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく、強度を上昇させるためである。しかし、添加量が多すぎると経済性だけでなく、低温靭性などを劣化させるので、その上限を２．５％、下限を１．０％とした。
【００５３】
Ｃｒは強度を増加させるが、多すぎると低温靭性や現地溶接性を著しく劣化させる。このため、Ｃｒ量の上限を１．５％、下限を０．３％とした。
【００５４】
Ｍｏを添加する理由は、鋼の焼入性を向上させるためである。この効果を得るためには、Ｍｏは最低０．３％必要であるが、好ましくは０．５％である。しかし、過剰なＭｏ添加は低温靭性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．５％とした。
【００５５】
Ｎｂは鋼を強靭化する作用を有し、０．０１％以上必要である。しかし、Ｎｂを０．１％以上添加すると現地溶接性や低温靭性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１％とした。
【００５６】
Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、低温靭性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性が劣化するので、その上限は０．０３％に限定しなければならない。
【００５７】
Ｂは極微量で鋼の焼入性を飛躍的に高める元素である。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．０００３％必要である。一方、過剰に添加すると、低温靭性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００２％とした。
【００５８】
Ａｌは、通常脱酸元素として効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．０５％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０５％とした。
【００５９】
ＮはＴｉＮを形成して低温靭性を向上させる。このために必要な最小量は０．００１％である。しかし、多すぎると低温靭性を劣化させるので、その上限は０．０１％に抑える必要がある。
【００６０】
Ｏは溶接金属中において酸化物を形成し、粒内変態フェライトの核として作用し、組織の微細化に効果がある。しかし、多すぎると溶接金属の低温靭性が劣化すると共に、スラグ巻きこみなどの溶接欠陥を起こす。このため、Ｏ量の下限を０．０１５％、上限を０．０４５％とした。
【００６１】
さらに本発明では、不純物元素であるＰ、Ｓ量をそれぞれ０．０１５％以下、０．００５％以下とする。この主たる理由は低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は粒界破壊を防止し、低温靭性を向上させる。また、Ｓ量の低減はＭｎＳを低減して、延靭性を向上させる効果がある。
【００６２】
つぎにＣｕ、Ｖ、Ｃａの一種又は二種以上を添加する理由について説明する。
【００６３】
基本となる成分にさらに、必要に応じてこれらの元素を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、溶接金属の強度・低温靭性などの特性の向上をはかるためである。したがって、その添加量は自ら制限されるべき性質のものである。
【００６４】
ＣｕはＮｉと同様に低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく、強度を上昇させる。しかし、過剰に添加すると低温靭性が劣化するので、その上限を１．０％とした。Ｃｕの下限０．１％は添加による材質上の効果が顕著になる最小値である。
【００６５】
Ｖは、ほぼＮｂと同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して弱い。Ｖは歪誘起析出し、強度を上昇させる。下限は０．０１％、その上限は現地溶接性、低温靭性の観点から０．１％まで許容できる。
【００６６】
Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギーの増加など）させる。しかし、Ｃａ量が０．００１％以下では実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳが大量に発生して、溶接欠陥を発生させる。このためＣａ添加量を０．００１〜０．００５％に限定した。
【００６７】
さらに、溶接金属においてもＸ１００以上の強度を満足させるためには、合金元素添加量の適正化が必要である。すなわちＰｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂで定義されるＰｗ値を０．２〜０．３５の範囲に制限しなければならない。Ｐｗ値が０．２未満ではＸ１００以上の溶接部強度が確保できない。また、Ｐｗ値が０．３５を超えるとＭ*の生成が顕著となり、靭性が劣化すると共に、低温割れが発生する。このためＰｗ値の範囲を０．２〜０．３５に限定した。
【００６８】
つぎに高い変形能を得るための限定理由について以下に述べる。
【００６９】
まず、永久凍土に敷設されるパイプラインにおいては、凍土の融解、凍結により３％程度の歪がパイプラインに負荷される場合、母材部及び溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であれば、３％の歪を負荷しても延性亀裂の枝分かれが起こらず、延性亀裂の発生が防止できるため、母材部及び溶接金属部の一様伸びを３％以上に限定した。
【００７０】
母材の一様伸びを増加させるためには２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有することが必要である。２０μｍを超えると母材の靭性が著しく低下するためである。フェライト分率が５％未満の場合、一様伸びの向上効果が得られないためである。また、５０％を超えると十分な強度が得られないため、フェライト分率の含有量を５〜５０％に限定した。
【００７１】
溶接金属の一様伸びを増加させるためには島状マルテンサイトを１〜１５％、好ましくは２〜１５％含有させることが必要である。島状マルテンサイトを含有することにより引張試験におけるＳ−Ｓ曲線がラウンド型となり、一様伸びが向上する。島状マルテンサイトが１％未満では一様伸びの向上効果が得られず、１５％を超えると溶接金属部の低温靭性が劣化するので、その範囲を１〜１５％に限定した。
【００７２】
母材円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上（Ｘ１００以上）の場合、母材管軸方向の引張試験における降伏強度は円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上必要である。母材部にフェライトを導入して一様伸びを向上させる場合、降伏強度の低下が認められる。円周方向の強度は内圧により決定されるが、管軸方向の降伏強度は円周方向の降伏強度の０．９倍以上であれば、実用上問題ない。このため、母材管軸方向の引張試験における降伏強度は円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上に限定した。
【００７３】
鋼管に使用する鋼板の製造法として、鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下での圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、５５０〜７００℃の温度範囲から２℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以下の任意の温度まで冷却する必要がある。
【００７４】
まず、再加熱温度を９５０〜１２００℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮｂ析出物を固溶させ、圧延中の組織を微細化し、優れた低温靭性を得るために９５０℃以上としなければならない。しかし、再加熱温度が１２００℃を超えると、ν粒が著しく粗大化し、圧延によっても完全に微細化できないため、優れた低温靭性が得られない。このため再加熱温度の上限を１２００℃とした。
【００７５】
さらに９５０℃以下の累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度を７００〜８５０℃としなければならない。これは、再結晶域圧延で微細化したν粒を低温圧延によって延伸化し、結晶粒の徹底的な微細化をはかって低温靭性を改善するためである。累積圧下率が５０％未満ではν組織の延伸化が不十分で、微細な結晶粒が得られない。また、圧延終了温度が８５０℃以上では、例えば累積圧下率が５０％以上でも微細な結晶粒は達成できない。また、圧延温度が低すぎると過度のν／α２相域圧延となり、低温靭性が劣化するので、圧延終了温度の下限を７００℃とした。
【００７６】
圧延後、鋼板を加速冷却することが必須である。加速冷却は、低温靭性を損なわずに強度の増加及びミクロ組織の制御に基づく一様伸びの向上を可能にする。加速冷却の条件としては、圧延後５５０〜７００℃の温度範囲から冷却速度２℃／秒以上で４５０℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷しなければならない。冷却を開始する温度が７００℃を超えると、一様伸びが低下する。また、冷却を開始する温度が５５０℃以下の場合、十分な強度が得られない。したがって、冷却を開始する温度範囲を５５０〜７００℃に限定した。また、冷却速度が小さすぎたり、冷却停止温度が高すぎると加速冷却の効果が十分に得られず、十分な強度を得ることができない。
【００７７】
本発明は厚板ミルに適用することが最も好ましいが、ホットコイルにも適用できる（この場合、圧延冷却後の鋼板は巻き取られ、冷却される）。また、この方法で製造した鋼板は低温靭性に優れているので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧力容器などにも適用できる。
【００７８】
【実施例】
本発明の実施例について述べる。転炉−連続鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から製造された鋼板を用いて、鋼管を製造し、諸性質を調査した。鋼管溶接部の特性は内外面の１層のＳＡＷ（サブマージドアーク溶接）を実施した後、鋼板１／２ｔ部より採取したシャルピー試験片を用いて評価した。ノッチ位置は溶接金属中央及びＨＡＺ（内面溶接と外面溶接の溶接金属が交わる点から１ｍｍ）とした。また、引張試験は直径１２．７ｍｍ、ゲージレングス５０．８ｍｍの丸棒引張試験片を使用した。試験の条件、結果を表１〜７に示す。表１〜４は、鋼管母材と溶接金属の化学成分を示し、表５、６に鋼板製造条件、組織及び鋼管母材の機械的性質を示し、そして、表７に鋼管溶接部の機械的性質を示した。表から明らかなように、本発明の鋼管は優れた強度（ＹＳ、ＴＳ）、一様伸び（ｕＥｌ）、低温靭性、溶接部靭性を有する。これに対して比較鋼は化学成分が適切でなく、いずれかの特性が劣る。
【００７９】
鋼１３は母材のＣ量が多すぎるため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１４は母材のＡｌ量が多すぎるため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１５は母材のＰｂ値が低すぎるため、目標の強度を満足しない。鋼１６は母材のＰｂ値が高すぎるため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１７は母材のＱｂ値が低すぎるため、目標の強度を満足しない。鋼１８は母材のＱｂ値が高すぎるため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１９は溶接金属のＣ量が少ないため、溶接金属の高温割れが発生する。鋼２０は溶接金属のＣ量が多すぎるため、溶接金属の低温靭性が劣る。鋼２１は溶接金属のＰｗ値が低すぎるため、溶接部の強度が低い。鋼２２は溶接金属のＰｗ値が高すぎるため、溶接金属の靭性が劣る。鋼２３は２０μｍ以下のフェライト分率が５％未満であるために十分な一様伸びが得られない。鋼２４は２０μｍ以下のフェライト分率が５０％を超えるために十分な強度が得られない。鋼２５は溶接金属の島状マルテンサイト分率が１％未満であるために十分な一様伸びが得られない。鋼２６は溶接金属の島状マルテンサイト分率が１５％を超えるために溶接金属の靭性が劣化する。鋼２７は母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以下であるためにパイプライン敷設時に座屈が発生した。鋼２８はスラブ再加熱温度が９５０℃以下であるために十分な強度と低温靭性が得られない。鋼２９はスラブ再加熱温度が１２００℃を超えるために優れた低温靭性が得られない。鋼３０は９５０℃以下の圧下量が５０％未満であるために良好な低温靭性が得られない。鋼３１は圧延終了温度が８５０℃を超えるために良好な低温靭性が得られない。鋼３２は圧延終了温度が７００℃未満であるために良好な低温靭性が得られない。鋼３３は冷却開始温度が７００℃を超えるために良好な一様伸びが得られない。鋼３４は冷却開始温度が５５０℃未満であるために十分な強度が得られない。鋼３５は冷却停止温度が４５０℃を超えるために十分な強度が得られない。鋼３６は冷却速度が小さいために十分な強度が得られない。
【００８０】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【発明の効果】
本発明によるＨＡＺ靭性に優れ、高い変形能を有する高強度鋼管（ＡＰＩ規格Ｘ１００以上）をパイプラインに採用することにより、パイプラインの安全性が著しく向上すると共に、輸送効率が飛躍的に改善された。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
に残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある母材と、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有し、
さらに溶接金属部に島状マルテンサイトを 1 〜１５％含有し、
母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であり、
母材部及び溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管。 - 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある母材と、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有し、
さらに溶接金属部に島状マルテンサイトを 1 〜１５％含有し、
母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であり、
母材部及び溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管。 - 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
に残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
で定義されるＱｂ値が２．０〜３．５の範囲にある母材と、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有し、
さらに溶接金属部に島状マルテンサイトを 1 〜１５％含有し、
母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であり、
母材部および溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管。 - 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
で定義されるＱｂ値が２．０〜３．５の範囲にある母材と、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有し、
さらに溶接金属部に島状マルテンサイトを 1 〜１５％含有し、
母材部円周方向の引張試験における降伏強度が６８９ＭＰａ以上、かつ母材部管軸方向の引張試験における降伏強度が円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上であり、
母材部および溶接金属部の管軸方向の引張試験における一様伸びが３％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管。 - 前記溶接金属が、さらに質量％で、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％
のうち１種または２種以上を含有していることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性および変形能に優れた鋼管。 - 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
に残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下での圧下量を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、５５０〜７００℃の温度範囲から２℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷することを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管用鋼板の製造法。 - 質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％
に残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏで定義されるＱｂ値が２．０〜３．５の範囲にある鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下での圧下量を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、５５０〜７００℃の温度範囲から２℃/秒以上の冷却速度で４５０℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷することを特徴とする溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管用鋼板の製造法。 - 鋳片がさらに質量％で、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項６または請求項７に記載の溶接熱影響部靱性および変形能に優れた鋼管用鋼板の製造法。
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