JP2003306749A - 変形能に優れた高強度鋼管及び鋼管用鋼板の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 溶接部靭性及び変形能に優れたＡＰＩ規格Ｘ
１００以上の強度を有する鋼管を提供する。 【解決手段】 鋼管母材として、低Ｃ−Ｎｂ−Ｔｉ系成
分系を基本にＭｇ、Ｎ及びＯ量を厳格に制限し、かつＭ
ｇとＡｌからなる酸化物を内包する微細な炭窒化物、及
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
と低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｂ系の溶接金属部か
ら構成される鋼管において、良好なＨＡＺ靭性と母材部
の高い一様伸びを有し、母材の管軸方向の引張試験の一
様伸びが５％以上、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの
０．９５〜１．０５倍である変形能に優れたＸ１００級
高強度鋼管。 【効果】 溶接熱影響部靱性および変形能に優れた高強
度鋼管の提供が可能となり、パイプラインの安全性及び
輸送効率が著しく向上する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、米国石油協会（Ａ
ＰＩ）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 N
o.138(1992)、pp．24〜31，及びThe 7th offshore Mech
anics Arctic Engineering(1988),volume V,pp.179 〜1
85)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、永久凍土あるいは地震の多発する地域に敷設す
るパイプラインにおいて、凍土の一部が融解と凍結を繰
り返すことおよび地震により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、４９０
ＭＰａ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。し
かしながら、Ｘ１００以上の高強度になるとＴｉ酸化物
からＩＧＦの生成だけでは組織を十分に微細化すること
ができず、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。

【０００６】一方、変形能に関して、特開平１１−２７
９７００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１
１−３４３５４２号公報では平均アスペクト比が２〜１
５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。

【０００７】

【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。

【０００８】

【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。 （１） 質量％で、 Ｃ ：０．０３％超〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００１〜０．００６％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、 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の範囲にあり、Ｍ
ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
ｍ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 ：０．０３５〜０．０８％、 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、残部が鉄及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、母材部の管軸方向の引張試験における
一様伸びが５％以上であることを特徴とする変形能に優
れた高強度鋼管。

【０００９】（２） 質量％で、 Ｃ ：０．０３％超〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：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：０．０００５〜０．００５０％ 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、 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の範囲にあり、Ｍ
ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
ｍ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 ：０．０３５〜０．０８％、 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、残部が鉄及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、母材部の管軸方向の引張試験における
一様伸びが５％以上であることを特徴とする変形能に優
れた高強度鋼管。

【００１０】（３） 質量％で、 Ｃ ：０．０３％超〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、Ｏ ：０．００１〜０．００６％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、 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の範囲にあり、Ｍ
ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
ｍ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 ：０．０３５〜０．０８％、 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、残部が鉄及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、母材部の管軸方向の引張試験における
一様伸びが５％以上であることを特徴とする変形能に優
れた高強度鋼管。

【００１１】（４） 質量％で、 Ｃ ：０．０３％超〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、Ｏ ：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：０．０００５〜０．００５０％ 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、 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の範囲にあり、Ｍ
ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
ｍ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 ：０．０３５〜０．０８％、 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、残部が鉄及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、母材部の管軸方向の引張試験における
一様伸びが５％以上であることを特徴とする変形能に優
れた高強度鋼管。

【００１２】（５） 前記溶接金属が、質量％でさら
に、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｖ：０．０１〜０．１％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
上記（１）〜（４）のいずれかに記載の変形能に優れた
高強度鋼管。 （６） 上記（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼管に
おいて、さらに母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下の
フェライトを５〜５０％含有することを特徴とする変形
能に優れた高強度鋼管。 （７） 上記（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼管に
おいて、さらに溶接金属部における硬さが母材部におけ
る硬さの０．９５〜１．１５倍であることを特徴とする
変形能に優れた高強度鋼管。

【００１３】（８） 上記（１）〜（５）のいずれかに
記載の鋼管において、さらに母材部の金属組織が粒径２
０μｍ以下のフェライトを５〜５０％、溶接金属部にお
ける硬さが母材部における硬さの０．９５〜１．１５倍
であることを特徴とする変形能に優れた高強度鋼管。 （９） 上記（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼管に
おいて、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倍以上であることを特徴とする変形能に優
れた高強度鋼管。 （１０） 上記（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼管
において、さら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
部の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倍以上であることを
特徴とする変形能に優れた高強度鋼管。

【００１４】（１１） 質量％で、 Ｃ ：０．０３％超〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００１〜０．００５％以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００１〜０．００６％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、 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の範囲にあり、Ｍ
ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
ｍ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
上含有する鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９
５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０
℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃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
る変形能に優れた高強度鋼管用鋼板の製造法。

【００１５】（１２） 質量％で、 Ｃ ：０．０３％超〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００１〜０．００５％以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００１〜０．００６％ を含有し、残部が鉄及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の範囲にあり、Ｍ
ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
ｍ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
上含有する鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９
５０℃以下での圧下量を５０％以上とし、７００〜８５
０℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃
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
する変形能に優れた高強度鋼管用鋼板の製造法。 （１３） 鋳片が、質量％でさらに、 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種以上を含有することを特徴とする上記
（１１）または（１２）に記載の変形能に優れた高強度
鋼管用鋼板の製造法。

【００１６】

【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。本発明の特徴は、低Ｃ―Ｎｂ−Ｔ
ｉ系を基本に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
材部と低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｂ系の溶接金属
部から構成される鋼管において、良好なＨＡＺ靭性と母
材部の高い一様伸びを有する高強度鋼管にある。

【００１７】低合金鋼の低温靱性は、（１）結晶粒のサ
イズ、（２）ＭＡや上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化
相の分散状態など種々の冶金学的要因に支配される。な
かでもＨＡＺの結晶粒のサイズおよびＭＡは低温靱性に
大きな影響を与えることが知られている。

【００１８】高強度鋼管のＨＡＺにおいて、靭性に有害
なＭＡが多量に生成するためにＨＡＺ靱性が劣化する傾
向にある。靭性に有害なＭＡ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）粒の
粗大化を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
化し、ＨＡＺ靭性を著しく改善できることを見出し、本
発明に至った。

【００１９】すなわち、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靱性を向上させることが可能である。Ｍ
ｇ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。

【００２０】そこで、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。

【００２１】この結果、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（Ｍ
ｇ，Ａｌ）酸化物を核として複合析出するため、１４０
０℃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／ｍ
ｍ² 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。

【００２２】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０．００１〜０．００５％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。

【００２３】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溶融線近傍
の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。

【００２４】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 以上必要
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。

【００２５】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。０．５μ
ｍ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。

【００２６】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、Ｍ
ｎ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。酸化物・硫化物の複合体におけるＭｎ量が０．
３質量％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。

【００２７】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、ＨＡＺ靭性
は劣化する。そこで、ＨＡＺ靭性を大きく損なうことな
く、目標とする強度を得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。また溶接金属中の合金元素添加量に
ついても、溶接金属の靭性を大きく損なうことなく、目
標とする強度を満足するための合金元素添加量を見出し
た。

【００２８】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、母材部の
管軸方向の引張試験における一様伸びが５％以上、溶接
金属部における硬さが母材部における硬さの０．９５〜
１．０５倍であれば、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
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（Ｘ１０
０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、７００〜８５０℃の温度範囲で
圧延を終了し、６５０〜８００℃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。

【００２９】すなわち、本発明の特徴は、鋼管母材とし
て、低Ｃ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ｍｇ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Ｐ
ｂ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、靭性の劣化を損なうことなく
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の管軸方向の引張試
験の一様伸びを５％以上にすること、溶接金属部におけ
る硬さが母材部における硬さの０．９５〜１．０５倍に
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、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。

【００３０】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、靭性および高い一
様伸びを確保するために、０．０３％超の添加が必要で
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。

【００３１】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＋Ｃ
ｕ）＋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。

【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、Ｈ
ＡＺ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】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。

【００３５】Ｓは本発明において重要な元素である。Ｉ
ＧＦ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％以上含有しなければならない。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。

【００３６】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、その上限を
０．０５％に限定した。

【００３７】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、その上限を０．０
３％に限定した。

【００３８】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、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
限は０．００６％に抑える必要がある。

【００３９】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０．００６％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、０．００６％を上限とした。

【００４０】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、その上限を
０．００２％に限定した。

【００４１】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。

【００４２】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を１．０％とした。

【００４３】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、その上限を１．２％
とした。

【００４４】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。

【００４５】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。

【００４６】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。

【００４７】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０．０００５〜０．０
０５０％に制限した。

【００４８】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
０．０３５％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
限を０．０８％とした。

【００４９】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。

【００５０】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。

【００５１】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。

【００５２】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。

【００５３】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最低０．３
％必要であるが、好ましくは０．５％以上である。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。

【００５４】Ｎｂは鋼を強靭化する作用を有し、０．０
１％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。

【００５５】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。

【００５６】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。

【００５７】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。

【００５８】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。

【００５９】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。

【００６０】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。

【００６１】次に、Ｃｕ、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。

【００６２】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の下限を０．１％としたのは添加
による材質上の効果が顕著になる最小値であるからであ
る。

【００６３】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。

【００６４】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０．００５％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０．０００５〜
０．００５％に限定した。

【００６５】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。

【００６６】次に、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。永久凍土に敷設されるパイプライ
ンにおいて凍土の融解、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、母材部の管軸方向の引張試
験における一様伸びが５％以上であること、および溶接
金属部における硬さが母材部における硬さの０．９５〜
１．０５倍にすること、により３％の歪が負荷されても
延性亀裂の発生が防止できる。母材部の一様伸びが５％
未満では。延性亀裂が発生するため５％を下限の値とす
る。

【００６７】また溶接金属部における硬さが母材部にお
ける硬さが０．９５倍未満の場合、溶接金属にひずみが
集中し、延性亀裂が溶接金属部から発生する。一方、
１．０５倍を超えるとＨＡＺにひずみが集中し、ＨＡＺ
から母材部の領域から延性亀裂が発生する。このため、
その範囲を０．９５〜１．０５倍に限定した。

【００６８】母材の一様伸びを増加させるためには２０
μｍ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。

【００６９】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。

【００７０】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、６５０〜８００℃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。

【００７１】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、γ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。

【００７２】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γ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γ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℃超では、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γ／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。

【００７３】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６５０〜８００℃
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８００℃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６５０℃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６５０〜８００℃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。

【００７４】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。

【００７５】

【実施例】以下に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〜表３に示す。表
１（表１−１〜表１−５）は、鋼管母材と溶接金属の化
学成分を示し、表２（表２−１〜表２−２）に酸化物の
個数、鋼板製造条件および組織を示し、そして、表３
（表３−１〜表３−２）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。

【００７６】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
分や具備すべき条件が適切でなく、いずれかの特性が劣
る。

【００７７】鋼１５はＣ量が少ないため、母材の一様伸
びが劣る。鋼１６はＳ量が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣
る。鋼１７は母材のＡｌ量が少ないため、ＨＡＺ靭性が
劣る。鋼１８は母材のＡｌ量が多いため、ＨＡＺ靭性が
劣る。鋼１９は母材のＭｇ量が少ないため、ＨＡＺ靭性
が劣る。鋼２０は母材のＭｇ量が多いため、母材の靭性
が劣る。鋼２１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２２は母材のＰｂ値が高すぎるた
め、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼２３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２４は母材のＱｂ
値が高すぎるため、ＨＡＺ靭性が劣る。

【００７８】鋼２５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２６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２７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２８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２９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３
０は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、すなわちＩ
ＧＦ変態核の個数が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。

【００７９】鋼３１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
３２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３３は溶接金属の硬
さが母材の硬さの０．９５倍未満であるために、十分な
耐延性亀裂特性が得られない。鋼３４は溶接金属の硬さ
が母材硬さの１．０５倍を超えるために、十分な耐延性
亀裂特性が得られない。鋼３５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。

【００８０】鋼３６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３
７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３８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３９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４０は圧延終了温度が７
００℃未満であるために良好な低温靭性が得られない。
鋼４１は冷却開始温度が８００℃を超えるために良好な
一様伸びが得られない。鋼４２は冷却開始温度が６５０
℃未満であるために十分な強度が得られない。鋼４３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４４は冷却速度が小さいために十分な強度
が得られない。

【００８１】

【表１】

【００８２】

【表２】

【００８３】

【表３】

【００８４】

【表４】

【００８５】

【表５】

【００８６】

【表６】

【００８７】

【表７】

【００８８】

【表８】

【００８９】

【表９】

【００９０】

【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。

フロントページの続き (72)発明者 原 卓也 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA14 AA16 AA17 AA19 AA21 AA22 AA23 AA26 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA01 CA01 CA02 CB02 CC02 CC03 CD02 CD03 CD05

Claims (13)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０３％超〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００１〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００１〜０．００６％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、 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の範囲にあり、Ｍ
   ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
   ｍ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 ：０．０３５〜０．０８％、 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、残部が鉄及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、母材部の管軸方向の引張試験における
   一様伸びが５％以上であることを特徴とする変形能に優
   れた高強度鋼管。
2. 【請求項２】 質量％で、 Ｃ ：０．０３％超〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００１〜０．００５％以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：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：０．０００５〜０．００５０％ 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、 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の範囲にあり、Ｍ
   ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
   ｍ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 ：０．０３５〜０．０８％、 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、残部が鉄及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、母材部の管軸方向の引張試験における
   一様伸びが５％以上であることを特徴とする変形能に優
   れた高強度鋼管。
3. 【請求項３】 質量％で、 Ｃ ：０．０３％超〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００１〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００１〜０．００６％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、 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の範囲にあり、Ｍ
   ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
   ｍ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 ：０．０３５〜０．０８％、 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、残部が鉄及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、母材部の管軸方向の引張試験における
   一様伸びが５％以上であることを特徴とする変形能に優
   れた高強度鋼管。
4. 【請求項４】 質量％で、 Ｃ ：０．０３％超〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００１〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：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：０．０００５〜０．００５０％ 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、 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の範囲にあり、Ｍ
   ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
   ｍ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 ：０．０３５〜０．０８％、 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、残部が鉄及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、母材部の管軸方向の引張試験における
   一様伸びが５％以上であることを特徴とする変形能に優
   れた高強度鋼管。
5. 【請求項５】 前記溶接金属が、質量％でさらに、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
   請求項１〜４のいずれかに記載の変形能に優れた高強度
   鋼管。
6. 【請求項６】 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼管に
   おいて、さらに母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下の
   フェライトを５〜５０％含有することを特徴とする変形
   能に優れた高強度鋼管。
7. 【請求項７】 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼管に
   おいて、さらに溶接金属部における硬さが母材部におけ
   る硬さの０．９５〜１．１５倍であることを特徴とする
   変形能に優れた高強度鋼管。
8. 【請求項８】 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼管に
   おいて、さらに母材部の金属組織が粒径２０μｍ以下の
   フェライトを５〜５０％、溶接金属部における硬さが母
   材部における硬さの０．９５〜１．１５倍であることを
   特徴とする変形能に優れた高強度鋼管。
9. 【請求項９】 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼管に
   おいて、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倍以上であることを特徴とする変形能に優
   れた高強度鋼管。
10. 【請求項１０】 請求項１〜５のいずれかに記載の鋼管
    において、さら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
    部の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倍以上であることを
    特徴とする溶接熱影響部靭性及び変形能に優れた鋼管。
11. 【請求項１１】 質量％で、 Ｃ ：０．０３％超〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００１〜０．００５％以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００１〜０．００６％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、 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の範囲にあり、Ｍ
    ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
    ｍ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
    上含有する鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９
    ５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０
    ℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃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
    る変形能に優れた高強度鋼管用鋼板の製造法。
12. 【請求項１２】 質量％で、 Ｃ ：０．０３％超〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００１〜０．００６％ を含有し、残部が鉄及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の範囲にあり、Ｍ
    ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
    ｍ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
    上含有する鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９
    ５０℃以下での圧下量を５０％以上とし、７００〜８５
    ０℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃
    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
    する変形能に優れた高強度鋼管用鋼板の製造法。
13. 【請求項１３】 鋳片が、質量％でさらに、 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種以上を含有することを特徴とする請求
    項１１または１２に記載の変形能に優れた高強度鋼管用
    鋼板の製造法。