JP4772486B2 - 低温用高強度鋼管 - Google Patents
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Description
本発明は、米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０以上（降伏強度５５１ＭＰａ以上、引張強度６２０ＭＰａ以上）かつＸ１２０未満（降伏強度で８４０ＭＰａ未満、引張強度で９００ＭＰ未満）の、高強度と優れた溶接金属および溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を有する、溶接入熱が７０ｋＪ／ｃｍ未満で内外面から１層ずつ溶接した鋼管に関するものである。
天然ガスの輸送手段として、従来は市場から比較的近いガス田はパイプラインで、市場から遠いガス田はＬＮＧで輸送することが一般的であった。いずれの場合も巨額な設備投資を必要とするため、いわゆる大ガス田を前提として天然ガスの輸送手段の改善が行われてきた。最近、ＣＮＧ（圧縮天然ガス）、ＧＴＬ（化学的石油製品化）、ＤＭＥ（ジメチルエーテル）化などの新技術が発展し、従来の中小ガス田を開発し、有効利用する動きが活発化してきた。
天然ガスを圧縮して貯蔵運搬する方式のアイデアは昔からあり、自動車などの燃料タンクとして既に実用化されている。海上大規模輸送については、約４０年前から輸送方法そのもののアイデアはあったが、近年、環境問題から世界的に天然ガスの需要が増加していることが背景となって技術革新が進み、実用化段階に近づきつつある。
例えば、ＣＮＧをシリンダータンクに−２９℃の低温、１３ＭＰａの高圧で格納することによりタンクの重量を大幅に削減して効率的な輸送を可能とするアイデアが出されている。このシリンダータンクに使用される鋼管として、大径（４２インチ以上）、厚肉（１９ｍｍ以上）でＡＰＩ規格Ｘ８０以上の高強度が要求されるとともに、−３０℃という低温での優れた溶接部の靭性が要求されている。特に鋼管をシリンダータンク、いわゆる圧力容器として使用することからＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement）試験によって評価される、優れた脆性破壊発生特性が要求される。
例えば、ＣＮＧをシリンダータンクに−２９℃の低温、１３ＭＰａの高圧で格納することによりタンクの重量を大幅に削減して効率的な輸送を可能とするアイデアが出されている。このシリンダータンクに使用される鋼管として、大径（４２インチ以上）、厚肉（１９ｍｍ以上）でＡＰＩ規格Ｘ８０以上の高強度が要求されるとともに、−３０℃という低温での優れた溶接部の靭性が要求されている。特に鋼管をシリンダータンク、いわゆる圧力容器として使用することからＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement）試験によって評価される、優れた脆性破壊発生特性が要求される。
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、Ｘ８０級ラインパイプの製造法（非特許文献１及び非特許文献２）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低温用高強度鋼管が望まれている。
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−Ａ）、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。中でも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。
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（非特許文献３）。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。
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許文献１、特許文献２などに開示されている。しかしながら、Ｔｉ酸化物からＩＧＦの生成だけでは組織が十分に微細化されずＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｘ８０以上の高強度鋼管のＨＡＺ靭性の改善が強く望まれている。
そこで、さらにＨＡＺ靭性を改善する手段として、１４００℃を超えて加熱される溶融線近傍のＨＡＺのオーステナイト（γ）粒成長を抑制するために、ＭｇとＡｌからなる微細な酸化物を鋼中に数多く分散させて、これを核に０．０１〜０．５μｍのＴｉＮを複合析出させる技術と、溶融線近傍ＨＡＺのγ粒内をＩＧＦの生成によって微細化する技術を複合させた新しい技術が特許文献３に開示されている。しかしながら、これらの複合技術においても溶融線近傍の粒界フェライト（ＧＢＦ）の生成を完全に抑制することができず、ＨＡＺ靭性が劣化するため、さらに新しい技術が必要であった。
また特許文献４、特許文献５には、ボロン（Ｂ）を含有した６２０ＭＰａ未満の引張強度を有する鋼板を溶接入熱７０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱で溶接した鋼板において、ＨＡＺ靭性を向上させることを目的として、溶融線近傍のＨＡＺに存在する固溶ＮをＢＮとして固定するために必要なＢ量を溶接金属からのＢの拡散によってまかなうようにする技術が開示されている。しかしながら溶接入熱が７０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱で溶接した鋼板の場合、溶接後の冷却速度が遅くなるため溶接金属からのＢの拡散によって固溶ＮをＢＮとして固定することが可能となるが、一般的に溶接入熱が７０ｋＪ／ｃｍ以下の溶接継ぎ手においては、溶接後の冷却速度が早いため固溶ＮをＢＮとして固定することはできない。
「ＮＫＫ技報」Ｎｏ．１３８（１９９２）、ｐｐ．２４〜３１ The 7th offshore Mechanics Arctic Engineering (1988)， volume V, pp.179〜185 「鉄と鋼」第６５巻第８号、昭和５４年６月発行、１２３２頁 特開昭６３−２１０２３５号公報
特開平１−１５３２１号公報
特開２００２−２１２６７０号公報
特開２００３−１３８３３９号公報
特開２００５−２４７６号公報
「ＮＫＫ技報」Ｎｏ．１３８（１９９２）、ｐｐ．２４〜３１ The 7th offshore Mechanics Arctic Engineering (1988)， volume V, pp.179〜185 「鉄と鋼」第６５巻第８号、昭和５４年６月発行、１２３２頁
本発明は、良好なＨＡＺ靭性（耐脆性破壊発生）を有するＸ８０以上Ｘ１２０未満の高強度鋼管を提供するものである。
本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００１〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ ：０．００１〜０．００５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包す
る０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ２ 以上含有し、かつ酸化物と硫化物が複合した形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ２ 以上含有する母材と、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｂ ：０．００１５〜０．００５０％、
Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる溶接金属部を有する鋼管において、長手方向に内外面から１層ずつ溶接した鋼管における溶接熱影響部の旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であり、溶融線から１５０μｍ以内の溶接熱影響部の旧オーステナイト粒界にボロンが存在すると共に、溶接部における脆性破壊特性である−３０℃でのＣＴＯＤ値が０．５８ｍｍ以上、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー値が１１４Ｊ以上であることを特徴とする６２０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の引張強度を有する低温用高強度鋼管。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００１〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ ：０．００１〜０．００５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包す
る０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ２ 以上含有し、かつ酸化物と硫化物が複合した形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ２ 以上含有する母材と、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｂ ：０．００１５〜０．００５０％、
Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる溶接金属部を有する鋼管において、長手方向に内外面から１層ずつ溶接した鋼管における溶接熱影響部の旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であり、溶融線から１５０μｍ以内の溶接熱影響部の旧オーステナイト粒界にボロンが存在すると共に、溶接部における脆性破壊特性である−３０℃でのＣＴＯＤ値が０．５８ｍｍ以上、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー値が１１４Ｊ以上であることを特徴とする６２０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の引張強度を有する低温用高強度鋼管。
（２）質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００１〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ ：０．００１〜０．００５％
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：０．０００５〜０．００５０％
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、ＭｇとＡｌか
らなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ２ 以上含有し、かつ酸化物と硫化物が複合した形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ２ 以上含有する母材と、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｂ ：０．００１５〜０．００５０％、
Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．１〜１．５％、
Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる溶接金属部を有す
る鋼管において、長手方向に内外面から１層ずつ溶接した鋼管における溶接熱影響部の旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であり、溶融線から１５０μｍ以内の溶接熱影響部の旧オーステナイト粒界にボロンが存在すると共に、溶接部における脆性破壊特性である−３０℃でのＣＴＯＤ値が０．５８ｍｍ以上、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー値が１１４Ｊ以上であることを特徴とする６２０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の引張強度を有する低温用高強度鋼管。
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００１〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ ：０．００１〜０．００５％
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：０．０００５〜０．００５０％
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、ＭｇとＡｌか
らなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ２ 以上含有し、かつ酸化物と硫化物が複合した形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ２ 以上含有する母材と、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｂ ：０．００１５〜０．００５０％、
Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．１〜１．５％、
Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる溶接金属部を有す
る鋼管において、長手方向に内外面から１層ずつ溶接した鋼管における溶接熱影響部の旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であり、溶融線から１５０μｍ以内の溶接熱影響部の旧オーステナイト粒界にボロンが存在すると共に、溶接部における脆性破壊特性である−３０℃でのＣＴＯＤ値が０．５８ｍｍ以上、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー値が１１４Ｊ以上であることを特徴とする６２０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の引張強度を有する低温用高強度鋼管。
本発明によるＨＡＺ靭性に優れた高強度鋼管（ＡＰＩ規格Ｘ８０以上Ｘ１２０未満）をＣＮＧ輸送船に採用することにより、ＣＮＧの海上輸送の安全性が著しく向上すると共に、資源の有効利用が可能となった。
以下に、本発明の低温用高強度鋼管について詳細に説明する。
本発明の特徴は、低Ｃ―Ｎｂ−Ｔｉ系にＭｇ、ＮおよびＯ量を厳格に制限し、かつＭｇ
とＡｌからなる酸化物を内包する微細な炭窒化物、および酸化物と硫化物からなる複合物
とを含有させた母材部、低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｂ系の溶接金属部、さらにはＨＡＺの旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であり、溶融線から１５０μｍ以内の旧オーステナイト粒界に固溶Ｂが存在するＨＡＺから構成される溶接鋼管において良好なＨＡＺ靭性を有する高強度鋼管にある。
本発明の特徴は、低Ｃ―Ｎｂ−Ｔｉ系にＭｇ、ＮおよびＯ量を厳格に制限し、かつＭｇ
とＡｌからなる酸化物を内包する微細な炭窒化物、および酸化物と硫化物からなる複合物
とを含有させた母材部、低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｂ系の溶接金属部、さらにはＨＡＺの旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であり、溶融線から１５０μｍ以内の旧オーステナイト粒界に固溶Ｂが存在するＨＡＺから構成される溶接鋼管において良好なＨＡＺ靭性を有する高強度鋼管にある。
低合金鋼の低温靭性は、(1) 結晶粒のサイズ、(2) Ｍ−Ａや上部ベイナイト（Ｂｕ）などの分散状態など種々の冶金学的要因に支配される。中でもＨＡＺの結晶粒のサイズおよびＭ−Ａは低温靭性に大きな影響を与えることが知られている。
高強度鋼管のＨＡＺにおいては、靭性に有害なＭ−Ａが多量に生成するためにＨＡＺ靭
性が劣化する傾向にある。靭性に有害なＭ−Ａの悪影響を排除するためにはＨＡＺの結晶
粒を徹底的に微細化しなければならない。そこで、ＨＡＺにおけるオーステナイト（γ）粒を１５０μｍ以下まで抑制する技術とともに、γ粒内からＩＧＦを生成させる技術の複合効果によりＨＡＺの結晶粒を微細化することが可能となる。
性が劣化する傾向にある。靭性に有害なＭ−Ａの悪影響を排除するためにはＨＡＺの結晶
粒を徹底的に微細化しなければならない。そこで、ＨＡＺにおけるオーステナイト（γ）粒を１５０μｍ以下まで抑制する技術とともに、γ粒内からＩＧＦを生成させる技術の複合効果によりＨＡＺの結晶粒を微細化することが可能となる。
しかしながら、溶融線近傍でγ粒の粗大化抑制技術を導入した場合、溶融線近傍の焼入れ性が低下して、粒界から粗大なフェライトサイドプレート（ＦＳＰ）やＢｕが生成しやすくなり、脆性破壊発生特性を評価するＣＴＯＤ試験で安定したＣＴＯＤ値が得られない。そこで、さらに溶融線から１５０μｍ以内のγ粒界に固溶Ｂを存在させて、γ粒界からの粗大なＦＳＰやＢｕ組織の生成を抑制する技術を複合させることによって、ＨＡＺ靭性や溶接金属の靭性を著しく改善できることを見出し、本発明に至った。
Ｍｇの添加によりＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する微細なＴｉＮなどの炭窒化物を鋼中に生成させることにより、ＨＡＺにおけるγ粒の粗大化を抑制すること、およびＭｇ、Ｍｎ、Ｓを含む酸化物・析出物からＩＧＦを生成することにより結晶粒を微細化でき、ＨＡＺ靭性を向上させることが可能である。ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する微細なＴｉＮなどの炭窒化物およびＭｇ、Ｍｎ、Ｓを含む酸化物・析出物は高温でも化学的に安定で溶解しないため、γ粒の粗大化抑制効果およびＩＧＦの生成効果が維持される。
溶融線近傍の１４００℃以上に加熱されるＨＡＺにおいても化学的に安定な微細な酸化物をピンニング粒子として用いること、および０．５μｍ以上の酸化物・硫化物をＩＧＦの生成核として用いることにより、ＨＡＺ組織を徹底的に微細化する方法を検討した。
まず、微量のＭｇとＡｌを含有させることにより、０．０１〜０．０５μｍの微細な （Ｍｇ，Ａｌ）酸化物が多量に生成することを見出した。０．０１〜０．５μｍのＴｉＮがこの微細な（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物を核として複合析出するため、１４００℃以上の高温においても優れたγ粒のピンニング効果を維持できることを明らかにした。この時、鋼中に含有する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2 未満の場合には、γ粒の粗大化抑制効果が不十分となり、良好なＨＡＺ靱性を得ることができない。
そこで、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮを１００００個／ｍｍ2 以上含有させる必要がある。さらに、このＴｉＮを生成させるためには０．０００１％以上のＭｇを添加する必要がある。Ｍｇ添加量が多すぎるとＭｇ系酸化物が増加し、低温靱性を劣化させるので、その上限を０．００５０％に限定した。
そこで、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮを１００００個／ｍｍ2 以上含有させる必要がある。さらに、このＴｉＮを生成させるためには０．０００１％以上のＭｇを添加する必要がある。Ｍｇ添加量が多すぎるとＭｇ系酸化物が増加し、低温靱性を劣化させるので、その上限を０．００５０％に限定した。
さらに、ＴｉＮの核となる微細な（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物を生成させるためには、微量のＡｌを含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌの添加により粗大なアルミナのクラスターが生成し、低温靱性に悪影響を与える。このため、Ａｌの含有量を０．００１〜０．０１０％に限定した。０．００１％以上のＡｌ量であれば、微細な（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物を生成させることができる。
次に、ＩＧＦ生成の核となる酸化物・硫化物の必要な要件として、酸化物・硫化物の複
合体の個数、サイズおよび組成を制御することにより、ＨＡＺにおいてもＩＧＦが生成し、ＨＡＺ組織が微細化され、ＨＡＺ靭性が改善されることを見出した。
合体の個数、サイズおよび組成を制御することにより、ＨＡＺにおいてもＩＧＦが生成し、ＨＡＺ組織が微細化され、ＨＡＺ靭性が改善されることを見出した。
まず、ＩＧＦの生成核となる酸化物・硫化物の複合体の個数は少なくとも１０個／ｍｍ2 上必要である。ＩＧＦ変態核が１０個／ｍｍ2 未満ではＨＡＺ組織の微細化が不十分となり良好なＨＡＺ靭性は得られない。
また、ＩＧＦの変態核として機能するためには、０．５μｍ以上の大きさが必要である。０．５μｍ未満ではＩＧＦ変態核として十分に機能せず、ＨＡＺ組織の微細化効果が得られない。一方、１０μｍを超える酸化物・硫化物の複合体の場合、脆性破壊の発生点となるため、良好なＨＡＺ靭性が得られない。
さらに、ＩＧＦの変態核として機能するためには、０．３質量％以上のＭｎを含有する必要がある。本発明では、１４００℃以上の高温においてγ粒のピンニングに有効な微細な粒子を生成させるために、Ｍｎよりも脱酸力の強いＭｇ，Ａｌ，Ｔｉを含有するので、酸化物の中にＭｎを含有させることは難しい。そこで、Ｍｎを含む硫化物を酸化物上に複合析出させる必要がある。このような手段を講じれば、複合粒子中のＭｎ含有量を安定的に０．３％以上にすることが可能であり、ＩＧＦ変態核として有効に機能させることができる。
酸化物上にＭｎ含有硫化物を複合析出させるための条件を探索した結果、酸化物中のＭｎ含有量が重要である。Ｍｎ含有硫化物が複合するときの酸化物中には１０％以上のＭｇが含有している。
一方、硫化物が複合せず単独として存在する酸化物中のＭｇ含有量は１０％未満である。すなわち、０．５〜１０μｍの酸化物中に１０％以上のＭｇを含有させることで、Ｍｎ含有硫化物を安定的に複合析出させることが可能である。この結果として、酸化物と硫化物が複合した形態で０．３％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍのＩＧＦ変態核を１０個／ｍｍ2 以上確保することが可能となる。なお、酸化物中のＭｎ量はＥＭＰＡ（Electron Probe Micro Analyzer ）によって測定される。
酸化物・硫化物の複合体におけるＭｎ量が０．３％未満の場合、十分なＩＧＦ生成機能が得られず、ＨＡＺ組織は微細化しない。
酸化物上にＭｎ含有硫化物を複合析出させるための条件を探索した結果、酸化物中のＭｎ含有量が重要である。Ｍｎ含有硫化物が複合するときの酸化物中には１０％以上のＭｇが含有している。
一方、硫化物が複合せず単独として存在する酸化物中のＭｇ含有量は１０％未満である。すなわち、０．５〜１０μｍの酸化物中に１０％以上のＭｇを含有させることで、Ｍｎ含有硫化物を安定的に複合析出させることが可能である。この結果として、酸化物と硫化物が複合した形態で０．３％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍのＩＧＦ変態核を１０個／ｍｍ2 以上確保することが可能となる。なお、酸化物中のＭｎ量はＥＭＰＡ（Electron Probe Micro Analyzer ）によって測定される。
酸化物・硫化物の複合体におけるＭｎ量が０．３％未満の場合、十分なＩＧＦ生成機能が得られず、ＨＡＺ組織は微細化しない。
この鋼板を成形し鋼管の長手方向に内外面から１層ずつ溶接した鋼管のＨＡＺの旧γ粒径は１５０μｍ以下に抑制することが可能となり、ＩＧＦも生成する。しかしながら、溶融線から１５０μｍ以内のＨＡＺにおいて焼入れ性が低下して粒界から粗大なフェライトサイドプレート（ＦＳＰ）やＢｕが生成しやすいため安定したＣＴＯＤ値が得られない。そこで、溶融線から１５０μｍ以内のγ粒界に固溶Ｂを偏析させ、γ粒界からの粗大なＦＳＰやＢｕ組織の生成を抑制させることによって安定したＣＴＯＤ特性、いわゆる優れたＨＡＺ靭性が得られる。
なお、溶融線から１５０μｍ以内のγ粒界に偏析するＢはα線トラックエッチング（Ａ
ＴＥ）法により確認できる。母材には意図的にＢを含有させていないので、溶融線から１
５０μｍ以内のγ粒界に偏析するＢは溶接金属からの拡散によるものと推定される。
以上述べたように、６２０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の引張強度を有する低温でのＨ
ＡＺ靭性に優れた溶接鋼管を見出し、本発明に至った。
なお、溶融線から１５０μｍ以内のγ粒界に偏析するＢはα線トラックエッチング（Ａ
ＴＥ）法により確認できる。母材には意図的にＢを含有させていないので、溶融線から１
５０μｍ以内のγ粒界に偏析するＢは溶接金属からの拡散によるものと推定される。
以上述べたように、６２０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の引張強度を有する低温でのＨ
ＡＺ靭性に優れた溶接鋼管を見出し、本発明に至った。
すなわち、本発明の特徴は、鋼管母材として、低Ｃ―Ｎｂ−Ｔｉ系にＭｇ、ＮおよびＯ
量を厳格に制限し、かつＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する微細な炭窒化物、および酸
化物と硫化物からなる複合物とを含有させた６２０ＭＰａ以上で９００ＭＰａ未満の引張
強度を有する母材部と、低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｂ系で６２０ＭＰａ以上で９０
０ＭＰａ未満の引張強度を有する溶接金属部と、さらにはＨＡＺの旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であり溶融線から１５０ミクロン以内の旧オーステナイト粒界に固溶Ｂが存在するＨＡＺから構成される溶接鋼管にある。
量を厳格に制限し、かつＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する微細な炭窒化物、および酸
化物と硫化物からなる複合物とを含有させた６２０ＭＰａ以上で９００ＭＰａ未満の引張
強度を有する母材部と、低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｂ系で６２０ＭＰａ以上で９０
０ＭＰａ未満の引張強度を有する溶接金属部と、さらにはＨＡＺの旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であり溶融線から１５０ミクロン以内の旧オーステナイト粒界に固溶Ｂが存在するＨＡＺから構成される溶接鋼管にある。
以下に、鋼管母材の成分限定理由について説明する。
Ｃは母材とＨＡＺの強度を確保するために、０．０３％以上の添加が必要である。しかし、０．１０％を超えると母材およびＨＡＺの靭性が低下するとともに溶接性が劣化するので、０．１０％を上限とした。
Ｃは母材とＨＡＺの強度を確保するために、０．０３％以上の添加が必要である。しかし、０．１０％を超えると母材およびＨＡＺの靭性が低下するとともに溶接性が劣化するので、０．１０％を上限とした。
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。
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。
本発明において、不可避的不純物であるＰ量を０．０１５％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。
Ｓは本発明において重要な元素である。ＩＧＦ変態核として酸化物上に硫化物を複合析出させるためには０．００１％以上含有することが望ましい。しかし、Ｓが０．００５％を超えると母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、０．００５％を上限とする。
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する。この効果を得るためには最低０．００５％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、上限を０．０５％に限定した。
Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのγ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、
上限を０．０３％に限定した。
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、
上限を０．０３％に限定した。
ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡ
Ｚ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、上限は
０．００６％に抑える必要がある。
Ｚ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、上限は
０．００６％に抑える必要がある。
Ｏは、超微細な（Ｍｇ、Ａｌ）酸化物を形成して、ＨＡＺのγ粒の粗大化抑制効果を発揮すると同時に、０．５μｍ〜１０μｍのＭｇ含有酸化物を形成してＨＡＺにおいてＩＧＦ変態核として機能する。これらの機能を発揮させるためには０．００１％以上のＯが必要である。Ｏが０．００１％未満の場合、１００００個／ｍｍ2 以上の超微細酸化物や１０個／ｍｍ2 以上の０．５〜１０μｍ酸化物を確保することが困難である。しかし、Ｏが０．００５％を超えると１０μｍを超える粗大な酸化物が生成し、母材やＨＡＺにおいて脆性破壊の発生点となるため、０．００５％を上限とした。
次に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａを添加する理由について説明する。
基本成分に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。
基本成分に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。
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％未満では効果が薄く、１．０％超の添加は溶接性に好ましくないため、その上限を１．０％とした。
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、上限を１．２％とした。
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。
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％未満の添加ではその効果が薄い。
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。
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）させるほか、耐サワー性の向上にも著しい効果を発揮する。０
．０００５％未満ではその効果が薄く、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−Ｃ
ａＳ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０．０００５〜０．００５０％に
制限した。
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
．０００５％未満ではその効果が薄く、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−Ｃ
ａＳ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０．０００５〜０．００５０％に
制限した。
次に、溶接金属の成分限定理由について説明する。
溶接金属の高温割れを防止するために、Ｃ量は０．０３％以上必要である。０．０３％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Ｃ量が０．１０％を超えると、溶接金属の低温靭性が劣化するため、上限を０．１０％とした。
溶接金属の高温割れを防止するために、Ｃ量は０．０３％以上必要である。０．０３％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Ｃ量が０．１０％を超えると、溶接金属の低温靭性が劣化するため、上限を０．１０％とした。
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。
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低温靭性や現地溶接性を劣化させるので、上限を２．５％とした。
本発明において、不可避的不純物であるＰ量を０．０１５％以下とする。この主たる理由は溶接金属の低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。
溶接金属において不可避的不純物であるＳ量は０．００５％以下とする。この主たる理由は溶接金属の低温靭性をより一層向上させるためである。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。
Ｎｂは鋼を強靭化する作用を有し、０．００５％以上必要である。しかし、Ｎｂを０．０５％超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０．０５％とした。
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。
Ｂは極微量で鋼の焼入性を飛躍的に高める元素である。溶接金属中においては溶接金属
内の旧γ粒界に固溶Ｂとして存在することにより、粒界の焼入れ性を増加させ微細な組織
を形成して良好な低温靭性が得られる。さらに溶接後の冷却中にＨＡＺに拡散し、溶融線から１５０μｍ以内のγ粒界に固溶Ｂとして偏析し、ＨＡＺの組織微細化にも寄与する。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．００１５％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０．００５０％とした。
内の旧γ粒界に固溶Ｂとして存在することにより、粒界の焼入れ性を増加させ微細な組織
を形成して良好な低温靭性が得られる。さらに溶接後の冷却中にＨＡＺに拡散し、溶融線から１５０μｍ以内のγ粒界に固溶Ｂとして偏析し、ＨＡＺの組織微細化にも寄与する。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．００１５％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０．００５０％とした。
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。
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。
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。
次に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａを添加する理由について説明する。
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図るためである。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。
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図るためである。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。
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２．０％、下限を０．１％とした。
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２．０％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。
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０．１％とした。
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０．１％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。
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。
Ｍｇ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、Ｍｇ量が０．０００１％未満では実用上効果がなく、また０．００５０％を超えて添加すると溶接欠陥を発生させる。このためＭｇ添加量を０．０００１〜０．００５０％に限定した。
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０．０００５％未満では実用上効果がなく、また０．００５０％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０．０００５〜０．００５０％に限定した。
本発明の溶接鋼管は、鋼板を成形した後、長手方向に内外面から１層ずつ溶接して製造することができる。
本発明の実施例について以下に述べる。
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。鋼管溶接部の低温靭性は内外面の１層のサブマージドアーク溶接を実施した後、シャルピー試験片およびＣＴＯＤ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（溶接金属とＨＡＺが５０％ずつ含まれる）とした。
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。鋼管溶接部の低温靭性は内外面の１層のサブマージドアーク溶接を実施した後、シャルピー試験片およびＣＴＯＤ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（溶接金属とＨＡＺが５０％ずつ含まれる）とした。
鋼管溶接部のγ粒径は、鋼管厚みの１／４位置における溶融線に接する１０個の旧γ粒径を測定し、その平均値を求めた。またＨＡＺにおけるＢの偏析は、α線トラックエッチング（ＡＴＥ）法により旧γ粒界へのＢの偏析を調査した。ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包するＴｉＮの量とサイズは、１００００倍で電子顕微鏡写真を１０枚撮影し、その平均値を求めた。酸化物と硫化物が複合した酸化物の組成およびサイズと数量は４ｍｍ２ 視野をＥＰＭＡおよび１０００倍の光学顕微鏡で観察して求めた。
試験の条件、結果を表１（表１-1、表１-2）、表２、表３に示す。表１は、鋼管母材と溶接金属の化学成分を示し、表２に酸化物の個数、鋼管溶接部のγ粒径、γ粒界へのＢの偏析有無を示し、そして、表３に鋼管母材の機械的性質、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、本発明の鋼管は高い強度（ＹＳ、ＴＳ）、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や具備すべき条件が適切でなく、いずれかの特性が劣る。
鋼１１はＳ量が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１２は母材のＡｌ量が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１３は母材のＡｌ量が多いため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１４は母材のＭｇ量が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１５は母材のＭｇ量が多いため、母材の靭性が劣る。鋼１６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１７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１８はＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮ、すなわちピン止め粒子の個数が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１９は酸化物と硫化物が複合した形態で０．３％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍの粒子、すなわちＩＧＦ変態核の個数が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。
鋼２０はＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮ、すなわちピン止め粒子の個数が少なく、鋼管溶接部のＨＡＺにおけるγ粒径が１５０μｍを超えるためにＨＡＺ靭性が劣る。鋼２１は溶接金属のＢ量が少なく、鋼管溶接部の溶融線から１５０μｍ以内のγ粒界にＢが偏析していないためにＨＡＺ靭性が劣る。
鋼１７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１８はＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮ、すなわちピン止め粒子の個数が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１９は酸化物と硫化物が複合した形態で０．３％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍの粒子、すなわちＩＧＦ変態核の個数が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。
鋼２０はＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮ、すなわちピン止め粒子の個数が少なく、鋼管溶接部のＨＡＺにおけるγ粒径が１５０μｍを超えるためにＨＡＺ靭性が劣る。鋼２１は溶接金属のＢ量が少なく、鋼管溶接部の溶融線から１５０μｍ以内のγ粒界にＢが偏析していないためにＨＡＺ靭性が劣る。
本発明の溶接鋼管は低温靭性に優れているので、ＣＮＧ輸送用シリンダータンクのほか寒冷地におけるパイプラインなどにも適用できる。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００１〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ ：０．００１〜０．００５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包す
る０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ２ 以上含有し、かつ酸化物と硫化物が複合した形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ２ 以上含有する母材と、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｂ ：０．００１５〜０．００５０％、
Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる溶接金属部を有する鋼管において、長手方向に内外面から１層ずつ溶接した鋼管における溶接熱影響部の旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であり、溶融線から１５０μｍ以内の溶接熱影響部の旧オーステナイト粒界にボロンが存在すると共に、溶接部における脆性破壊特性である−３０℃でのＣＴＯＤ値が０．５８ｍｍ以上、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー値が１１４Ｊ以上であることを特徴とする６２０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の引張強度を有する低温用高強度鋼管。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００１〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ ：０．００１〜０．００５％
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：０．０００５〜０．００５０％
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、ＭｇとＡｌか
らなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ２ 以上含有し、かつ酸化物と硫化物が複合した形態で０．３質量％以上のＭｎを含有する０．５〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ２ 以上含有する母材と、
Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｂ ：０．００１５〜０．００５０％、
Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．１〜１．５％、
Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる溶接金属部を有す
る鋼管において、長手方向に内外面から１層ずつ溶接した鋼管における溶接熱影響部の旧オーステナイト粒径が１５０μｍ以下であり、溶融線から１５０μｍ以内の溶接熱影響部の旧オーステナイト粒界にボロンが存在すると共に、溶接部における脆性破壊特性である−３０℃でのＣＴＯＤ値が０．５８ｍｍ以上、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー値が１１４Ｊ以上であることを特徴とする６２０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の引張強度を有する低温高強度用鋼管。
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