JP2007146230A - 耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法およびその鋼板を用いた高強度鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ760MPa級以上の高強度鋼板の製造方法およびその鋼板を用いた高強度鋼管の製造方法を提供する。
【解決手段】所定成分鋼を溶製する際、後工程の熱間圧延の設定開始温度をT1（℃）、設定仕上温度をT3（℃）、圧延後の設定制御冷却停止温度をT4（℃）とするとき、溶鋼中水素量を、｛0.65+(0.0007T4-0.03)｝×1.5×exp[-1411｛1/(T1+273)-1/(T3+273)｝]ppm以下に制限しながら成分調整し、鋳造後、1000〜1250℃のT1（℃）で熱間圧延を開始し、600〜900℃のT3（℃）で熱間圧延を終了し、その後の冷却の際、T4（℃）をT3（℃）未満50℃以上として、T4（℃）まで鋼板中心部の平均冷却速度で0.5〜20℃／ｓの制御冷却をし、T4（℃）から室温まで放冷することを特徴とする、鋼板の水素量が0.65ppm以下である本発明鋼板の製造方法。また、該鋼板を用いることを特徴とする、本発明鋼管の製造方法。
【選択図】図１

Description

本発明は、天然ガス・原油輸送用ラインパイプ等に好適な、耐水素誘起割れ性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法およびその鋼板を用いた高強度鋼管の製造方法に関する。

近年、原油・天然ガスのパイプラインにおいて、輸送効率の向上を目的とした高内圧化や現地施工能率の向上を目的としたラインパイプの外径、重量の低減が要求され、Ｘ１００相当（引張強さ７６０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満）を超える高強度鋼管の開発が進められている（例えば、特許文献１、２参照。）。

一般に、パイプラインでは、鋼管の母材に発生した延性き裂が管軸方向に１００ｍ／ｓ以上もの高速で、１００ｍから数ｋｍにも及ぶ長距離を伝播する可能性があり、耐アレスト性が要求される。耐アレスト性は、き裂の伝播を停止させる特性であり、脆性き裂が母材を伝播して停止する特性、即ち耐脆性破壊特性と、延性き裂が母材を伝播して停止する特性、即ち延性破壊特性に分類される。

耐脆性破壊特性は、落重破壊試験（Drop Weight Tear Test、以下、ＤＷＴＴ試験という。）を行い、延性破面率が８５％以上になる温度（ＤＷＴＴ遷移温度という。）で評価される。脆性き裂は溶接部から発生することが多く、試験片の中央部に溶接ビードを形成して脆性き裂を導入し、ＤＷＴＴ試験を行って評価した耐脆性破壊特性に優れた鋼管が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。

これに対して、延性破壊特性の評価には、鋼管の表面に爆薬を装着後、爆発させて発生した延性き裂が停止するか否かを判定するフルクラックバーストテストが最適である。しかし、フルクラックバーストテストは、試験に要するコストが非常に高いため、従来、フルクラックバーストテストの結果と比較的よく一致するシャルピー吸収エネルギーまたはＤＷＴＴ試験によって求められる吸収エネルギー（ＤＷＴＴ吸収エネルギーという。）で評価されている。このように、耐脆性破壊特性に優れ、かつ延性破壊特性に優れた高強度鋼板および高強度鋼管の開発が要望されていた。

一方、Ｘ１００以上の高強度鋼板や高強度鋼管では、水素誘起割れと呼ばれる欠陥が発生する場合がある。水素誘起割れとは、板厚中心部に板面に平行な割れが生成するもので、水素起因のものである。高強度鋼板や高強度鋼管では、水素の感受性が高いので、時々鋼板や鋼管に水素誘起割れが存在する場合があった。水素誘起割れが存在すると延性破壊特性やき裂伝播特性を著しく劣化させるので、問題となっていた。

特開平０９−０４１０７４号公報 特開平０９−０４１０８０号公報 特開平１１−０３６０４２号公報

本発明は、上記の課題を有利に解決して、延性破壊特性および耐脆性破壊特性に優れた水素誘起割れが存在しない円周方向の引張強さ７６０ＭＰａ級以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００級以上）の高強度鋼管の製造に好適な、耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法およびその鋼板を用いた高強度鋼管の製造方法を提供するものである。

本発明者らは、円周方向の引張強さが７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板およびそれを用いた鋼管の水素誘起割れを防止する方法について検討を行うとともに、鋼板製造における水冷停止後の冷却方法について検討を行って、水素誘起割れの存在しない高強度鋼板の製造方法およびその鋼板を用いた高強度鋼管の製造方法に関する発明を成すに至った。本発明の要旨は以下のとおりである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製するに際し、後工程の熱間圧延の設定開始温度をＴ１（℃）、設定仕上温度をＴ３（℃）、熱間圧延後の設定制御冷却停止温度をＴ４（℃）とするとき、不純物としての水素を、溶鋼中で、Ｈ：｛０．６５＋（０．０００７Ｔ４−０．０３）｝×１．５×ｅｘｐ［−１４１１｛１／（Ｔ１＋２７３）−１／（Ｔ３＋２７３）｝］ｐｐｍ以下に制限しながら成分調整し、該溶鋼を鋳造し、さらに、１０００〜１２５０℃のＴ１（℃）で熱間圧延を開始し、６００〜９００℃のＴ３（℃）で熱間圧延を終了し、その後の冷却に際し、制御冷却停止温度Ｔ４（℃）を圧延終了温度未満５０℃以上として、該制御冷却停止温度Ｔ４（℃）まで鋼板中心部の平均冷却速度で０．５〜２０℃／ｓとなる冷却速度で制御冷却し、該制御冷却停止温度Ｔ４（℃）から室温まで放冷することを特徴とする、鋼板の水素量が０．６５ｐｐｍ以下である耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。

（２） 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製するに際し、後工程の熱間圧延の設定加熱温度をＴ２（℃）、設定仕上温度をＴ３（℃）、熱間圧延後の設定制御冷却停止温度をＴ４（℃）とするとき、不純物としての水素を、溶鋼中で、Ｈ：｛０．６５＋（０．０００７Ｔ４−０．０３）｝×１．５×ｅｘｐ［−１４１１｛１／（Ｔ２＋２７３）−１／（Ｔ３＋２７３）｝］ｐｐｍ以下に制限しながら成分調整し、該溶鋼を鋳造して得られた鋼片を、１０００〜１２５０℃の加熱温度Ｔ２（℃）で再加熱し、さらにこれに引き続いた再結晶域圧延の後、６００〜９００℃のＴ３（℃）で熱間圧延を終了し、その後の冷却に際し、制御冷却停止温度Ｔ４（℃）を圧延終了温度未満５０℃以上として、該制御冷却停止温度Ｔ４（℃）まで鋼板中心部の平均冷却速度で０．５〜２０℃／ｓとなる冷却速度で制御冷却し、該制御冷却停止温度Ｔ４（℃）から室温まで放冷することを特徴とする、鋼板の水素量が０．６５ｐｐｍ以下である耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。

（３） 前記鋼成分に代えて、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０００１〜０．００６％、を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。

（４） さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｖ：０．００１〜０．１０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．８％、Ｚｒ：０．０００１〜０．００５％、Ｔａ：０．０００１〜０．００５％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％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（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。

（５） 前記鋼片の再加熱温度が１０００〜１２５０℃であることを特徴とする、上記（２）ないし（４）のいずれか１項に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。

（６） 前記制御冷却停止後、鋼板を重ね合わせて、放冷することを特徴とする、上記（１）ないし（５）のいずれか１項に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。

（７） 前記重ねた鋼板に保温カバーをかぶせて放冷することを特徴とする、上記（６）に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。

（８） 上記（１）ないし（７）のいずれか１項に記載の方法にて製造した高強度鋼板を用いて造管することを特徴とする、耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度溶接鋼管の製造方法。

（９） 前記造管工程は、前記高強度鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、端部同士を溶接ワイヤーおよび焼成型フラックスまたは溶融型フラックスを使用してサブマージドアーク溶接し、その後、拡管を行うことを特徴とする、上記（８）に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度溶接鋼管の製造方法。
（１０） 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：４．０〜８．５％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０〜５．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶接ワイヤーを用いてサブマージドアーク溶接することを特徴とする、上記（９）に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度溶接鋼管の製造方法。

（１１） 前記サブマージドアーク溶接の、板厚１ｍｍあたりの入熱量が、０．１３〜０．２５ｋＪ／ｍｍ²であることを特徴とする、上記（９）または（１０）に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度溶接鋼管の製造方法。

本発明により、天然ガス・原油輸送用ラインパイプ等に好適な、耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上(ＡＰＩ規格Ｘ１００以上)の高強度鋼板の製造方法およびその鋼板を用いた高強度鋼管の製造方法を提供することができるため、その産業上の効果は計り知れない。

以下、本発明について詳細に説明する。

本発明者らは、熱間圧延後の鋼板の水冷停止温度と水冷停止温度から室温まで放冷したときに放出される水素量（以下、放冷時放出水素量と言う。）の関係を詳細に導出した。この時の水冷停止温度と放冷時放出水素量の関係を図１に示す。なお、最終的に室温で鋼中に残留する水素量（以下、残留水素量と言う。）は、熱間圧延直後の鋼中水素量（以下、圧延直後の水素量と言う。）から、放冷時放出水素量を差し引いた量と考えることができる。

ここで、圧延直後の水素量、放冷時放出水素量、残留水素量の導出方法について説明する。まず、圧延直後の水素量については、鋼板圧延後直ちに水冷し、液体窒素中に鋼板を挿入する。その後、ドライアイスで冷却しながら１０ｍｍ角×４０ｍｍ長さの角状試験片を作製する。その試験片を昇温し、その「昇温中に放出される水素量」をガスクロマトグラフィー法（以下、昇温離脱法と言う。）にて分析する。ここで分析された水素量を「圧延直後の水素量」と定義する。次に、放冷時放出水素量について、それぞれの水冷停止温度（制御冷却停止温度）条件毎の、水冷停止温度から室温まで放冷したそれぞれの鋼板を、液体窒素中に挿入する。その後、ドライアイスで冷却しながら１０ｍｍ角×４０ｍｍ長さの角状試験片を作製する。その水冷停止温度条件毎の試験片について昇温脱離法にて水素量を分析する。このようにして得られた水素量を、それぞれの水冷停止温度（制御冷却停止温度）条件毎の「放冷時放出水素量」と定義する。最後に、それぞれの水冷停止温度（制御冷却停止温度）条件毎の「残留水素量」が、「圧延直後水素量」から、それぞれの「放冷時放出水素量」を差し引くことで導出される。

また、鋼の溶製時における水素量の測定方法は、燃焼法で測定される。すなわち、溶鋼から分析用試料を採取し、３ｍｍ×３ｍｍ×１０ｍｍの寸法にドライアイス中にて加工し、直ちに２０００℃まで加熱する。この時、ガスとして出てきた水素量を、質量分析法にて測定し、この測定値を「溶鋼中の水素量」とする。

図１に示すように、水冷停止温度（制御冷却停止温度）が高くなると、放冷時放出水素量が増加し、逆に、残留水素量が減少する。この時、放冷時放出水素量（Ｅ）と制御冷却停止温度（Ｔ４）との関係は（１）式で表される。

Ｅ＝０．０００７Ｔ４−０．０３ ・・・・・（１）
ここで、Ｅの単位はｐｐｍ、Ｔの単位は℃である。

次に、室温まで０．５〜２０℃／ｓの加速冷却をした様々なＸ１００ラインパイプ用鋼板を用いて割れ限界水素量を導出した。図２に残留水素量と水素誘起割れ面積率の関係を示す。水素誘起割れ面積率とは、鋼板の３００ｍｍ幅×３００ｍｍ長さの面積中に存在する水素誘起割れの面積率で表している。この水素誘起割れ面積率は、超音波探傷機にて板表面から探傷した欠陥の面積として画像解析によって表される。ただし、超音波探傷機の検出限界長さは１ｍｍである。図２より、Ｘ１００ラインパイプ用鋼板の割れ限界水素量は０．６５ｐｐｍであることが判明した。

割れ限界水素量は０．６５ｐｐｍであったので、式（１）で示した圧延後の放冷中に放出される放冷時放出水素量を加味すると制御冷却停止温度（Ｔ４）℃にて制御冷却を終了した直後での鋼板の水素割れ限界水素量（Ｃ１）は（２）式のように表される。

Ｃ１＝０．６５＋（０．０００７Ｔ４−０．０３） ・・・・・（２）
ここで、Ｃ１の単位はｐｐｍ、Ｔ４の単位は℃である。

例えば、（２）式によると、制御冷却停止温度が高くなればなるほど、制御冷却停止直後での鋼板の割れ限界水素量は多くなる。例えば、制御冷却停止温度が５００℃とすると、５００℃での鋼板の水素割れ限界水素量は１．０ｐｐｍとなる。

次に、加熱温度ないし熱間圧延開始温度域での鋼中水素量の導出方法について説明する。加熱温度Ｔ２（℃)ないし熱間圧延開始温度Ｔ１（℃）の温度域から仕上げ圧延終了Ｔ３（℃)までは、鋼中に存在している水素量は、圧延温度と平衡関係に従うと考えられる。加熱温度Ｔ２（℃）ないし熱間圧延開始温度Ｔ１（℃)の温度域から熱間圧延仕上（終了）温度Ｔ３（℃）までのそれぞれの温度Ｔ（℃)での鋼中水素量は(３)式のように表される。

ｌｏｇ(Ｈ)＝−１４１１｛１／（Ｔ＋２７３）｝−０．４６８ ・・・・・（３）
例えば、加熱温度がＴ２（℃）で、仕上げ圧延温度がＴ３（℃）とすると、Ｔ２（℃）にて鋼中に存在する水素量とＴ３（℃）に存在する水素量の比は、（４）式のように表される。

Ｈ_T2／Ｈ_T3＝ｅｘｐ［−１４１１｛１／（Ｔ２＋２７３）−１／（Ｔ３＋２７３）｝］
・・・・・（４）
（２）式と（４）式を組み合わせると、加熱温度域での割れ限界水素量（Ｃ２）は（５）式のように表される。

Ｃ２＝｛０．６５＋（０．０００７Ｔ４−０．０３）｝×１．５×ｅｘｐ［−１４１１｛１／（Ｔ２＋２７３）−１／（Ｔ３＋２７３）｝］ ・・・・・（５）
ここで、補正係数１．５はγ→α変態時に鋼中水素量が減少する量を考慮に入れた補正値である。熱間圧延仕上（終了）温度(Ｔ３)が８００℃および制御冷却停止温度(Ｔ４)が５００℃の場合での加熱時の割れ限界水素量と加熱温度(Ｔ２)の関係を図３に示す。図３に示すように、例えば１２００℃の加熱温度の場合での割れ限界水素量は２．２ｐｐｍ、１０００℃の加熱温度では、１．９ｐｐｍとなる。

ここで、鋼を溶製後、鋳造し、その後直接圧延する場合、割れ限界水素量(Ｃ３)は、（５）式において、再加熱温度Ｔ２（℃)の代わりに圧延開始温度Ｔ１（℃）で代替して、（６）式のように書き換えられる。

Ｃ３＝｛０．６５＋（０．０００７Ｔ４−０．０３）｝×１．５×ｅｘｐ［−１４１１｛１／（Ｔ１＋２７３）−１／（Ｔ３＋２７３）｝］ ・・・・・（６）
従って、鋼の溶製時では、上述したように、後工程の熱間圧延での加熱温度ないし熱間圧延開始温度域で、割れ限界水素量以下となるような水素量に制御すればよいことになる。

次に、熱間圧延が終了した後、制御冷却停止以後に放出される水素量を増加させるための方法を記載する。（１）式で得られた値以上に圧延後の放冷中に多くの水素量を放出させるために様々な方法を検討した結果、鋼板どうしを積み重ねると室温までの冷却時間が長くなり、圧延後の放冷時放出水素量が増加することが判明した。さらに、鋼板どうしを積み重ねた後、これら鋼板に保温カバーをかぶせると室温まで冷却する時間が長くなるので、この場合も、放冷時放出水素量が増加することが判明した。

次に、母材の化学成分の限定理由について説明する。

Ｃは、鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、本発明の強度を得るためには０．０１％以上含有させる必要がある。更に０．０２％以上のＣを含有することが好ましい。０．０２％以上にすると強度を確保しやすくなるからである。しかし、Ｃ含有量が０．５％よりも多すぎると母材および溶接熱影響部（ＨＡＺという。）の低温靱性がやや劣化し、現地溶接性を損なうことがあるため、その上限を０．５％以下とする。さらに、Ｃ含有量の上限を０．１％以下とすることが好ましい。０．１％を超えると溶接性が劣化しやすくなるからである。

Ｓｉは、脱酸に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０１％以上を含有させる必要がある。一方、３．０％よりも多く含有させるとＨＡＺの低温靱性がやや劣化し、現地溶接性を損なうことがあるため、Ｓｉ含有量の上限を３．０％とする。さらに、０．６％以下とすることが好ましい。０．６％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化しやすくなるからである。

Ｍｎは、鋼の強度と低温靱性とのバランスを良好にするために有効な元素であり、その効果を得るためにはＭｎ含有量の下限を０．１％以上とする必要がある。しかし、Ｍｎを５．０％よりも過剰に含有させると鋼の焼き入れ性が増してＨＡＺの低温靱性を劣化させ、また、現地溶接性を損なうことがあるので、その上限を５．０％とする。さらに、Ｍｎ含有量の上限を２．５％以下とすることが好ましい。２．５％を超えると低温靭性およびＨＡＺ靭性が劣化しやすくなるからである。

Ｐ、Ｓは、不純物元素であり、母材およびＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるために、Ｐの含有量およびＳの含有量の上限をそれぞれ０．０３％以下および０．０３％以下とする必要がある。さらに、それぞれ０．０１５％以下および０．００３％以下にすることが望ましい。０．０１５％および０．００３％を超えると、低温靭性、ＨＡＺ靭性の低下ならびに水素誘起割れが起きやすくなるからである。Ｐの含有量およびＳの含有量の下限は低いほど好ましいため規定しないが、通常、製鋼能力上、それぞれ０．００１％以上および０．０００１％以上を含有する。

Ｎｉは、低温靱性および強度を向上させる元素であり、その効果を得るには、Ｎｉ含有量の下限を０．１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉの含有量が２．０％を超えると、溶接性を損なうことがあるため、Ｎｉ含有量の上限を２．０％とすることが好ましい。

Ｍｏは、鋼の焼き入れ性を向上させ、炭窒化物を形成して強度を向上させる元素であり、その効果を得るには、Ｍｏ含有量を０．１５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏを０．６０％超含有すると、強度が高くなり過ぎてＨＡＺの低温靱性を損なうことがあるため、Ｍｏ含有量の上限を０．６０％とすることが好ましい。

Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度を向上させる元素であり、この効果を得るには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１０％よりも多すぎると、母材およびＨＡＺの低温靱性を損なうことがあるため、Ｎｂ含有量の上限を０．１０％とすることが好ましい。

Ｔｉは、脱酸に有効であり、窒化物を形成して結晶粒径の微細化に寄与する元素であり、その効果を得るには、０．００５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％よりも多すぎると、粗大な炭化物を生じて、低温靱性を劣化させることがあるため、Ｔｉ含有量の上限を０．０３０％以下とすることが好ましい。

Ａｌは、脱酸剤として有効な元素であるが、Ａｌ含有量が０．０６％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を阻害することがあるため、Ａｌ含有量の上限を０．０６％以下とした。なお、脱酸はＴｉおよび／またはＳｉでも可能であり、Ａｌを必ずしも含有する必要はないため、下限は特に規定しない。

Ｎは、Ｔｉ、Ａｌ等と窒化物を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を防止する。この効果は、０．０００１％以上の添加で顕著になるが、０．００６％よりも過剰の添加は、靱性の低下を招くことがある。したがって、Ｎの添加量を０．０００１〜０．００６％の範囲とすることが好ましい。

さらに、本発明においては、強度および靱性を改善する元素として、Ｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上の元素を添加することができる。

Ｂは、焼入れ性を高め、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素である。この効果は、０．０００１％以上の添加で顕著になるが、０．００５％よりも過剰の添加は、靱性の低下を招くことがある。したがって、Ｂの添加量を０．０００１〜０．００５％の範囲とすることが好ましい。

Ｖは、Ｎｂと同様に炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度を向上させる元素であるが、顕著な効果を得るには０．００１％以上の添加が好ましい。一方、Ｖを０．１０％超添加すると、靱性の低下を招くことがあるため、上限を０．１０％以下とすることが好ましい。

Ｃｕは、強度を上昇させる元素であり、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、１．０％超を添加すると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくするため、上限を１．０％以下とすることが好ましい。

Ｃｒは、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素であり、０．０１％以上の添加が有効である。一方、０．８％よりも多量に添加すると、鋼の焼入れ性を上昇させて、靱性を低下させることがあるため、上限を０．８％以下とすることが好ましい。

ＺｒおよびＴａは、Ｎｂと同様に炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度を向上させる元素であり、それぞれ、０．０００１％以上の添加が好ましい。一方、ＺｒおよびＴａを、それぞれ、０．００５％超添加すると、靱性の低下を招くことがある。そのため、ＺｒおよびＴａの添加量の上限をそれぞれ、０．００５％以下とすることが好ましい。

ＣａおよびＲＥＭは硫化物を生成することにより、伸長したＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。この効果を得るには、ＣａおよびＲＥＭを、それぞれ、０．０００１％以上添加することが好ましい。一方、ＣａおよびＲＥＭを、それぞれ、０．０１％超添加すると、ＣａおよびＲＥＭの酸化物が増加する。そのため、ＣａおよびＲＥＭの添加量の上限を、それぞれ、０．０１％以下とすることが好ましい。

Ｍｇは、ＭｇＯ、ＭｇＳ等の微細なＭｇ含有酸化物または硫化物を生成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靱性を向上させる元素である。この効果を得るには、Ｍｇを０．０００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｇを０．００６％超添加するとＭｇ含有酸化物、硫化物が粗大化するため、その上限を０．００６％以下とすることが好ましい。

次に鋼板の製造方法について説明する。上記に示した成分を含有する鋼を製鋼工程で溶製後、連続鋳造し、その後、加熱し、熱間圧延を施す。ここで、連続鋳造後、鋼片を冷却、再加熱することなく、そのまま直接圧延してもかまわない。直接圧延を行っても水素放出量に影響しないからである。

熱間圧延の設定開始温度（Ｔ１）は、１０００〜１２５０℃とする。１０００℃未満であると十分な再結晶圧延ができない場合があり、また、１２５０℃を超えると圧延中に粗大粒が残存する場合があるからである。設定加熱温度（Ｔ２）についても熱間圧延の設定開始温度（Ｔ１）と同様、１０００〜１２５０℃とする。１０００℃未満であると十分な再結晶圧延ができない場合があり、また、１２５０℃を超えると圧延中に粗大粒が残存する場合があるからである。

一方、熱間圧延の設定仕上（終了）温度(Ｔ３)は６００〜９００℃にする。６００℃未満であると高強度であるために圧延負荷が大きすぎるため圧延後の形状が制御できないので、６００℃以上とした。また、９００℃を超えるとγ粒が細粒化しないので９００℃以下とした。

また、熱間圧延の終了後の冷却に際し、制御冷却停止温度Ｔ４（℃）を圧延終了温度未満５０℃以上として、該制御冷却停止温度Ｔ４（℃）まで鋼板中心部の平均冷却速度で０．５〜２０℃／ｓとなる冷却速度で制御冷却する。制御冷却の冷却速度は、０．５℃／ｓ未満では、強度が７６０ＭＰａを容易に満足することができず、また、２０℃／ｓ超では鋼板の強度が高すぎて、鋼管に成形することができない場合があるため、０．５〜２０℃／ｓとする。制御冷却停止温度Ｔ４（℃）は、５０℃未満では制御冷却停止後に放出する水素量がなくなるので、その下限を５０℃とした。また、この制御冷却は、制御しやすい水冷が望ましいが、例えば、板厚２０ｍｍ以下の鋼板では、水冷以外の放冷等でも０．５〜２０℃／ｓの冷却速度を確保できる場合があるので、水冷に限定されないことは言うまでもない。

次に、上記の鋼板を鋼管とする場合の、シーム溶接金属の成分の好ましい範囲について述べる。

Ｃは、鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織において目標とする強度を得るためには、Ｃ含有量を０．０４％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１４％を超えると溶接低温割れが発生しやすくなり、現地溶接部とシーム溶接が交わる、いわゆるＴクロス部のＨＡＺ最高硬さの上昇を招くので、Ｃ含有量の上限を０．１４％以下とすることが好ましい。さらに好ましいＣ含有量の上限値は０．１０％以下である。０．１％を超えると靭性が劣化しやすくなるからである。

Ｓｉは、ブローホールの発生を防止するために、０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が０．４％よりも多いと、低温靱性を劣化させることがあり、特に、内外面溶接や多層溶接を行う場合、再熱部の低温靱性を劣化させることがあるため、上限を０．４％以下とすることが好ましい。

Ｍｎは、強度、低温靱性のバランスを良好にし、粒内ベイナイトの生成核となる介在物を形成する元素である。この効果を得るには、Ｍｎ含有量を１．２％以上にすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．２％よりも多すぎると偏析が助長され、低温靱性が劣化することがあり、溶接材料の製造が困難になるので、Ｍｎ含有量の上限を２．２％以下とすることが好ましい。

Ｐ、Ｓは不可避的不純物であり、低温靱性の劣化を抑制し、低温割れ感受性を低減するためには、少ないほど好ましく、Ｐ、Ｓの含有量を、それぞれ、０．０１％以下、０．０１％以下とすることが好ましい。

Ｎｉは、焼き入れ性を高めて強度を向上させ、低温靱性を向上させる元素であり、この効果を得るためには、１．３％以上のＮｉを含有させることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が３．２％よりも多すぎると高温割れを生じることがあるため、Ｎｉ含有量の上限を３．２％以下とすることが好ましい。

Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、何れも焼き入れ性を高め、強度を向上させる元素であり、効果を得るには、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖを１．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖを２．５％よりも多量に添加すると低温割れを生じることがあるため、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ含有量の上限を２．５％以下とすることが好ましい。

Ｔｉは、粒内ベイナイトの生成核となるＴｉの窒化物および酸化物等を形成する元素であり、０．００３％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５％よりも多すぎると、Ｔｉの炭化物が多く生成し、低温靱性を劣化させることがあるため、Ｔｉ含有量の上限を０．０５％とすることが好ましい。

Ａｌは、粒内ベイナイトの生成核となるＴｉの酸化物の生成を阻害することがあるため、Ａｌ含有量は少ない方が好ましい。そのＡｌ含有量の好ましい上限は０．０２％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下が良い。０．０２％および０．０１５％を超えると靭性が劣化しやすくなり、かつ低温割れも起りやすくなるからである。

Ｂは、焼き入れ性を高め、溶接金属の低温靱性を向上させる元素であり、０．０００３％以上を含有することが好ましいが、Ｂ含有量が０．００５％よりも多すぎると低温靱性を劣化させることがあるため、Ｂ含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。

Ｏは、焼入れ性を下げ、溶接金属の低温靭性を劣化させる元素であり、Ｏ量が０．０６％を超えると低温靭性を著しく劣化させる。一方、Ｏ量が低いと低温割れが発生しやすくなると同時に現地溶接性が悪くなるので０．０１０％以上とするのが好ましい。

溶接金属には、その他に溶接時の精錬・凝固を良好に行わせるために添加させたＺｒ、Ｎｂ、Ｍｇ等の元素を含有する場合がある。

溶接金属の組織は、主にベイナイト・マルテンサイト、粒内ベイナイトからなり、残部はフェライトおよび／または残留オーステナイトである。引張強度を７６０ＭＰａ以上にするために、ベイナイト・マルテンサイトの面積率を５０％以上にすることが好ましい。

さらに、溶接金属の低温靱性を良好にするには粒内ベイナイトの面積率が多ければ多い方が好ましく、１０％以上にした方がよい。ベイナイト・マルテンサイトと粒内ベイナイトは、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡による組織観察によって判別することができ、ベイナイト・マルテンサイト、粒内ベイナイトの面積率は、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡によって撮影した組織写真を用いて画像解析によって測定することができる。

さらに、鋼板を筒状にプレス成形し、端部同士をサブマージアーク溶接して鋼管とする。

サブマージアーク溶接は母材の希釈が大きい溶接であり、所望の特性すなわち溶接金属組成を得るためには、母材の希釈を考慮した溶接材料の選択が必要である。以下、溶接ワイヤーの化学組成の限定理由を述べるが、基本的には引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプを実現できる製造方法である。

Ｃは、溶接金属で必要とされる範囲のＣ含有量を得るために、母材成分による希釈および雰囲気からＣの混入を考慮して０．０１〜０．１２％とした。

Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖは、好ましい溶接金属の成分範囲のＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖの含有量を得るために、母材成分による希釈を考慮して、それぞれ、０．３％以下、１．２〜２．４％、４．０〜８．５％、３．０〜５．０％とした。

Ｔｉは、粒内ベイナイトの生成核となるＴｉの窒化物および酸化物等を形成する元素であり、０．００５％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．１５％よりも多すぎると、Ｔｉの炭化物が多く生成し、低温靱性を劣化させることがあるため、Ｔｉ含有量の上限を０．１５％とすることが好ましい。

Ａｌは、粒内ベイナイトの生成核となるＴｉの酸化物の生成を阻害することがあるため、Ａｌ含有量は少ない方が好ましい。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０２％以下である。

その他Ｐ、Ｓの不純物は極力少ない方が望ましく、Ｂは強度確保のために添加することも可能である。また、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｇ等が脱酸を目的として使用される場合があり、これらのうち少なくとも１つ以上の元素が添加される場合がある。

なお、溶接は単極だけでなく、複数電極での溶接も可能である。複数電極での溶接の場合は各種ワイヤーの組み合わせが可能であり、個々のワイヤーが上記成分範囲にある必要はなく、それぞれのワイヤー成分と消費量からの平均組成が上記成分範囲にあれば良い。

サブマージドアーク溶接に使用されるフラックスは大別すると焼成型フラックスと溶融型フラックスがある。焼成型フラックスは合金材添加が可能で拡散性水素量が低い利点があるが、粉化しやすく繰り返し使用が難しい欠点がある。一方、溶融型フラックスはガラス粉状で、粒強度が高く、吸湿しにくい利点があり、拡散性水素がやや高い欠点がある。本発明の高強度鋼管を製造する場合には、溶接低温割れが起こりやすく、この点からは焼成型が望ましいが、一方、回収して繰り返し使用が可能な溶融型は大量生産に向きコストが低い利点がある。焼成型ではコストが高いことが、溶融型では厳密な品質管理の必要性が問題であるが、工業的に対処可能な範囲であり、どちらでも本質的には使用可能である。

次に、溶接条件について以下に説明する。

最初に行う仮付け溶接は、ＭＡＧアーク溶接、ＭＩＧアーク溶接、ＴＩＧアーク溶接の何れでもよい。通常はＭＡＧアーク溶接である。次に内外面の溶接を、サブマージドアーク溶接とすることが好ましいが、ＴＩＧアーク溶接、ＭＩＧアーク溶接、ＭＡＧアーク溶接でも良い。内外面の溶接はそれぞれ１パスづつでも良いが、複数パス行っても良い。

内外面をサブマージドアーク溶接する場合、溶接速度を１ｍ／分未満とするとラインパイプのシーム溶接としては非効率であり、３ｍ／分を超えるとビード形状が不安定になることがある。したがって、サブマージドアーク溶接の溶接速度は、１〜３ｍ／分の範囲内であることが好ましい。

なお、仮付け溶接と内外面の溶接の溶接部が重複する場合には、溶接入熱は出来る限り低い方が好ましい。また、溶接入熱は板厚によって異なるが、入熱が小さすぎると溶け込みが不十分になり、溶接回数が多くなり、作業効率が悪くなる。一方、溶接入熱が大きすぎると熱影響部の軟化が大きく、溶接部の靭性も低下する。そこで、板厚１ｍｍあたりの内外面の比入熱を０．１３〜０．２５ｋＪ／ｍｍ²とするのが好ましい。たとえば、板厚が１５ｍｍ厚の内外面の溶接入熱は１．９〜３．８ｋＪ／ｍｍになる。

シーム溶接後、拡管により真円度を向上させる。真円にするためには塑性域まで変形させる必要がある。本発明の高強度鋼管の場合は、拡管後円周と拡管前円周の差を拡管前円周で除した値を百分率で表した拡管率が、０．５％以上であることが好ましい。一方、拡管率が２．０％を超えると、母材、溶接部とも塑性変形により靭性が劣化することがある。したがって、拡管率は０．５〜２．０％の範囲とすることが好ましい。

表１の化学成分からなる鋼を溶製して鋳造し、鋼片とした。これら鋼片を種々の温度Ｔ１にて熱間圧延を開始し、種々の温度Ｔ３にて熱間圧延を終了後、平均冷却速度が５℃／ｓで、５５０℃以下の種々の制御冷却停止温度Ｔ４まで水冷した。これら２０ｍｍ厚鋼板にて、鋼中水素量と水素誘起割れの有無を調査した。表２に示すように鋼板の鋼中水素量が１．０ｐｐｍ未満のものは水素誘起割れが発生しておらず、プリクラックＤＷＴＴ吸収エネルギーが３０００Ｊ以上と良好な延性破壊特性を示した。さらに、ＤＷＴＴ延性破面率も８５％以上と良好なアレスト性を呈した。

表３の化学成分からなる鋼を溶製して鋳造し、厚みが２４０ｍｍの鋼片とした。これらの鋼片を種々の加熱温度Ｔ２に加熱し、９００℃以上で５９〜８０ｍｍ厚さまで再結晶温度域で熱間圧延し、そのまま１４〜２５ｍｍ厚さまで未再結晶域の熱間圧延を、８８０℃から種々の温度の熱間圧延終了温度Ｔ３まで行った。なお、９００℃以上は再結晶温度域であり、８８０℃以下は未再結晶温度域である。熱間圧延後、平均冷却速度で１℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下で４５０℃以下の種々の制御冷却停止温度Ｔ４まで水冷した。得られた鋼板を筒状にプレス成形し、仮付け溶接を行った後、溶接入熱を２．５〜３．５ｋＪ／ｍｍとして内外面をサブマージドアーク溶接し、拡管して、３６インチ（９１３ｍｍ径）、１６ｍｍ厚の鋼管とした。表６、表７（表６のつづき）にはこのときの製造条件、母材の特性、試験結果等を示しておく。

得られた鋼管の１／２ｔ部の母材から１０ｍｍ×１０ｍｍ×４０ｍｍの水素量分析試験片を採取し、昇温脱離法にて鋼中の水素分析を行った。また、鋼管の水素誘起割れは超音波探傷機からその有無を測定した。

実施Ｎｏ．１１〜２１は本発明の例を示す。表６、表７（表６のつづき）から明らかなように、これらの鋼板は鋼中水素量が０．６５ｐｐｍ以下で、何れも水素誘起割れは発生していなかった。その結果、プリクラックＤＷＴＴ吸収エネルギーが３０００Ｊ以上と良好な延性破壊特性を示した。さらに、ＤＷＴＴ延性破面率も８５％以上と良好なアレスト性を呈した。一方、実施Ｎｏ．２２〜３０は本発明方法から逸脱した比較例を示す。すなわち、実施Ｎｏ．２２〜３０は鋼板の水素量が０．６５ｐｐｍを超えており、水素誘起割れが発生している。その結果、プリクラックＤＷＴＴエネルギーが３０００Ｊ未満、破面率も８５％未満であった。

表４、表５（表４のつづき）には参考に本発明および比較例の溶接金属および溶接ワイヤーの成分を示した。

本発明による高強度鋼板の製造方法における、圧延後の水冷停止温度（制御冷却停止温度）とその後の放冷時放出水素量との関係を示す図である。 本発明による高強度鋼板における、残留水素量と水素誘起割れ面積率との関係を示す図である。 本発明による高強度鋼板における、加熱温度域での割れ限界水素量と加熱温度との関係を示す図である。

Claims (11)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０１〜０．５％、
   Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
   Ｍｎ：０．１〜５．０％、
   Ｐ ：０．０３％以下、
   Ｓ ：０．０３％以下
   を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製するに際し、後工程の熱間圧延の設定開始温度をＴ１（℃）、設定仕上温度をＴ３（℃）、熱間圧延後の設定制御冷却停止温度をＴ４（℃）とするとき、不純物としての水素を、溶鋼中で、
   Ｈ ：｛０．６５＋（０．０００７Ｔ４−０．０３）｝×１．５×ｅｘｐ［−１４１１｛１／（Ｔ１＋２７３）−１／（Ｔ３＋２７３）｝］ｐｐｍ以下
   に制限しながら成分調整し、該溶鋼を鋳造し、さらに、１０００〜１２５０℃のＴ１（℃）で熱間圧延を開始し、６００〜９００℃のＴ３（℃）で熱間圧延を終了し、その後の冷却に際し、制御冷却停止温度Ｔ４（℃）を圧延終了温度未満５０℃以上として、該制御冷却停止温度Ｔ４（℃）まで鋼板中心部の平均冷却速度で０．５〜２０℃／ｓとなる冷却速度で制御冷却し、該制御冷却停止温度Ｔ４（℃）から室温まで放冷することを特徴とする、鋼板の水素量が０．６５ｐｐｍ以下である耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。
2. 質量％で、
   Ｃ ：０．０１〜０．５％、
   Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
   Ｍｎ：０．１〜５．０％、
   Ｐ ：０．０３％以下、
   Ｓ ：０．０３％以下
   を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製するに際し、後工程の熱間圧延の設定加熱温度をＴ２（℃）、設定仕上温度をＴ３（℃）、熱間圧延後の設定制御冷却停止温度をＴ４（℃）とするとき、不純物としての水素を、溶鋼中で、
   Ｈ ：｛０．６５＋（０．０００７Ｔ４−０．０３）｝×１．５×ｅｘｐ［−１４１１｛１／（Ｔ２＋２７３）−１／（Ｔ３＋２７３）｝］ｐｐｍ以下
   に制限しながら成分調整し、該溶鋼を鋳造して得られた鋼片を、１０００〜１２５０℃の加熱温度Ｔ２（℃）で再加熱し、さらにこれに引き続いた再結晶域圧延の後、６００〜９００℃のＴ３（℃）で熱間圧延を終了し、その後の冷却に際し、制御冷却停止温度Ｔ４（℃）を圧延終了温度未満５０℃以上として、該制御冷却停止温度Ｔ４（℃）まで鋼板中心部の平均冷却速度で０．５〜２０℃／ｓとなる冷却速度で制御冷却し、該制御冷却停止温度Ｔ４（℃）から室温まで放冷することを特徴とする、鋼板の水素量が０．６５ｐｐｍ以下である耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。
3. 前記鋼成分に代えて、質量％で、
   Ｃ ：０．０２〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．６％、
   Ｍｎ：１．５〜２．５％、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．１〜２．０％、
   Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
   Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
   Ａｌ：０．０６％以下、
   Ｎ ：０．０００１〜０．００６％、
   を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。
4. さらに、質量％で、
   Ｂ ：０．０００１〜０．００５％、
   Ｖ ：０．００１〜０．１０％、
   Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
   Ｃｒ：０．０１〜０．８％、
   Ｚｒ：０．０００１〜０．００５％、
   Ｔａ：０．０００１〜０．００５％、
   Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
   ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
   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１ないし３のいずれか１項に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。
5. 前記鋼片の再加熱温度が１０００〜１２５０℃であることを特徴とする、請求項２ないし４のいずれか１項に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。
6. 前記制御冷却停止後、鋼板を重ね合わせて、放冷することを特徴とする、請求項１ないし５のいずれか１項に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。
7. 前記重ねた鋼板に保温カバーをかぶせて放冷することを特徴とする、請求項６に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法。
8. 請求項１ないし７のいずれか１項に記載の方法にて製造した高強度鋼板を用いて造管することを特徴とする、耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度溶接鋼管の製造方法。
9. 前記造管工程は、前記高強度鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、端部同士を溶接ワイヤ−および焼成型フラックスまたは溶融型フラックスを使用してサブマージドアーク溶接し、その後、拡管を行うことを特徴とする、請求項８に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度溶接鋼管の製造方法。
10. 質量％で、
    Ｃ ：０．０１〜０．１２％、
    Ｓｉ：０．３％以下、
    Ｍｎ：１．２〜２．４％、
    Ｎｉ：４．０〜８．５％、
    Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０〜５．０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、
    Ａｌ：０．０２％以下
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶接ワイヤーを用いてサブマージドアーク溶接することを特徴とする、請求項９に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度溶接鋼管の製造方法。
11. 前記サブマージドアーク溶接の、板厚１ｍｍあたりの入熱量が、０．１３〜０．２５ｋＪ／ｍｍ²であることを特徴とする、請求項９または１０に記載の耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度溶接鋼管の製造方法。

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