JP4116857B2 - 溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管 - Google Patents
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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）規格でＸ８０〜Ｘ１００の高強度と優れた変形能および溶接部（溶接金属および溶接熱影響部（ＨＡＺ））靭性を有する鋼管及び鋼板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の高強度ラインパイプはＸ８０級ラインパイプの製造法（例えば、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、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ある（例えば、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。
【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組織が微細化され、ＨＡＺ靭性を改善する技術がある（例えば、特許文献１及び２）。
【０００６】
しかしながら、Ｘ８０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、Ｘ８０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、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（例えば、特許文献３）、また、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も知られている（例えば、特許文献４）。しかしながらいずれの鋼管も、鋼管母材の耐局部座屈性を向上させることだけを目的としたものであり、溶接金属部を含む鋼管全体の変形能に関するものではない。
【０００８】
【非特許文献１】
ＮＫＫ技報 Ｎｏ．１３８（１９９２）、ｐｐ．２４〜３１
【非特許文献２】
Ｔｈｅ ７ｔｈ ｏｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ Ａｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８８），ｖｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ．１７９〜１８５
【非特許文献３】
「鉄と鋼」（昭和５４年６月発行、第６５巻第８号１２３２頁）
【特許文献１】
特開昭６３−２１０２３５号公報
【特許文献２】
特開平１−１５３２１号公報
【特許文献３】
特開平１１−２７９７００号公報
【特許文献４】
特開平１１−３４３５４２号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は良好なＨＡＺ靭性および優れた変形能を有するＸ８０以上の高強度鋼管を提供するものである。
【００１０】
【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。
【００１２】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０４４〜０．１％、
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：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００１〜０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００１〜０．００６％
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
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２．５〜３．５の範囲にあり、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：０．０３５〜０．１０％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０５％
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０．１５〜０．３の範囲にある溶接金属部を有し、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部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００１３】
（２） 前記溶接金属が、さらに
Ｎｉ：０．１〜２．５％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、
Ｍｏ：０．１〜１．５％、
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）に記載の溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００１４】
（３） 上記（１）または（２）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溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００１５】
（４） 上記（１）または（２）に記載の鋼管において、さらに母材部の金属組織がマルテンサイトを２〜１５％含有することを特徴とする溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００１６】
（５） 上記（１）または（２）に記載の鋼管において、さらに母材部の金属組織が残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することを特徴とする溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００１７】
（６） 上記（１）または（２）に記載の鋼管において、さらに母材部の金属組織がマルテンサイトを２〜１５％、かつ残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することを特徴とする溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００１８】
（７） 上記（１）または（２）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％、マルテンサイトを２〜１５％、かつ残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することを特徴とする溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００２１】
【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。
【００２２】
本発明の特徴は、低Ｃ―Ｎｂ−Ｔｉ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-Ｔｉ-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靭性と高い一様伸びを有する高強度鋼管にある。
【００２３】
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。
【００２４】
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。
【００２５】
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。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。
【００２６】
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。
【００２７】
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（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０．００５％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。
【００２８】
つぎに、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。
【００２９】
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。
【００３０】
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。
【００３１】
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。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。
【００３２】
鋼の強度を上昇させるためには、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、Ｐｂ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。また溶接金属部の合金元素添加量についても、Ｐｗ値で定義される値を所定の範囲に限定することにより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できることが判明した。
【００３３】
地震多発地域や永久凍土に敷設されるパイプラインには歪が負荷される。この場合、従来は鋼管の母材部に対してだけ高い一様伸びが求められていた。しかしながら、パイプライン全体の変形からみると、最も変形能の小さい溶接金属部がパイプライン全体の変形能に影響をおよぼす。そこで、Ｘ８０〜Ｘ１００級鋼管においては、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、パイプライン全体として十分な変形能が得られることが判明した。
【００３４】
一方、母材部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、マルテンサイトを２〜１５％含有すること、残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することが必要である。鋼板の製造法として、７００〜８５０℃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４００℃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。
【００３５】
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Ｐｂ値で定義される適正な範囲に限定すること、および溶接金属として、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、さらにパイプライン全体として優れた変形能を確保するために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、母材部で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、マルテンサイトを２〜１５％含有すること、残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することにある。
【００３６】
以下に、鋼管母材の成分限定理由について説明する。
【００３７】
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、０．０４４％以上の添加が必要である。しかし、０．１％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、０．１％を上限の値とした。
【００３８】
目標とするＸ８０〜Ｘ１００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、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２．５〜３．５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Ｘ８０以上の強度が確保できない。また、Ｐｂ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Ｐｂ値の範囲を２．５〜３．５に限定した。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
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％を上限の値とする。
【００４３】
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０．００５％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、その上限の値を０．０５％に限定した。
【００４４】
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。
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。
【００４５】
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、０．００５％を上限の値とした。
【００４６】
つぎにＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａを添加する理由について説明する。これらの元素の１種または２種以上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。
【００４７】
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％を超える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。
【００４８】
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１．０％とした。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
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。０．０００５％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−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０．０００５〜０．００５％に制限した。
【００５３】
つぎに溶接金属の成分限定理由について説明する。
【００５４】
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０．１％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０．１％とした。
【００５５】
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。
【００５６】
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１．０％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。
【００５７】
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０．１％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０．１％とした。
【００５８】
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。
【００５９】
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。
【００６０】
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。
【００６１】
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。
【００６２】
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０．０５％とした。
【００６３】
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。
【００６４】
つぎにＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａを添加する理由について説明する。
【００６５】
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。
【００６６】
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０．１％とした。
【００６７】
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。
【００６８】
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。
【００６９】
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。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。
【００７０】
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。
【００７１】
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％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０．００１〜０．００５％に限定した。
【００７２】
さらに、溶接金属部においてＸ８０〜Ｘ１００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０．１５〜０．３の範囲に制限しなければならない。Ｐｗ値が０．１５未満ではＸ８０以上の溶接部強度が確保できない。また、Ｐｗ値が０．３０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０．１５〜０．３に限定した。
【００７３】
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。
【００７４】
地震多発地域や永久凍土に敷設されるパイプラインにおいて歪が負荷される場合、母材部の変形能ばかりでなく、溶接金属部の変形能も重要な因子であることが判明した。Ｘ８０〜Ｘ１００級鋼管においては、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。
【００７５】
母材の一様伸びを大きくするためには２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有すること、マルテンサイトを２〜１５％含有すること、残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することが必要である。
【００７６】
フェライト粒径が２０μｍを超えると母材の靭性が著しく低下するので、フェライト粒径の上限の値は２０μｍ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ず、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。
【００７７】
マルテンサイト分率が２％未満の場合、一様伸びの向上効果が得られず、１５％を超えると低温靭性が劣化するため、マルテンサイト分率の含有量を５〜１５％に限定した。
【００７８】
残留オーステナイト（γ）分率が２％未満の場合、一様伸びの向上効果が得られず、１２％を超えると十分な強度が得られないため、残留オーステナイト（γ）分率の含有量を２〜１２％に限定した。
【００７９】
鋼板の製造法として、鋳片を１０００〜１２００℃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、７００〜８５０℃の温度範囲から２℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度まで冷却することが好ましい。
【００８０】
まず、再加熱温度を１０００〜１２００℃の範囲にしたのは、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１０００℃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。
【００８１】
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℃としたのは、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℃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。
【００８２】
圧延後、鋼板を加速冷却する。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７００〜８５０℃の温度範囲から冷却速度２℃／秒以上で４００℃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８５０℃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７００℃未満の場合、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７００〜８５０℃にすることが好ましい。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。
【００８３】
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。
【００８４】
【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、結果を第１表−１〜３に示す。第１表−１は、鋼管母材と溶接金属の化学成分を示し、第１表−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、第１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。
【００８５】
鋼９はＣ量が少ないため、母材の強度がＸ８０を満足しない。鋼１０はＳ量が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１１は母材のＡｌ量が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１２は母材のＡｌ量が多いため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１３は母材のＭｇ量が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１４は母材のＭｇ量が多いため、母材の靭性が劣る。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１８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１９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２０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２１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２２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ＩＧＦ変態核の個数が少ないため、ＨＡＺ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。
【００８６】
鋼２５はマルテンサイト量が少なく、十分な一様伸びが得られない。鋼２６はマルテンサイト量が多すぎるため、母材の低温靭性が劣化する。鋼２７は残留γ量が少ないため十分な一様伸びが得られない、鋼２８は残留γ量が多すぎるために十分な強度が得られない。鋼２９はスラブ再加熱温度が１０００℃以下であるために十分な低温靭性が得られない。鋼３０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３１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３２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３３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３４は冷却開始温度が８５０℃を超えるために良好な一様伸びが得られない。鋼３５は冷却開始温度が７００℃未満であるために十分な強度が得られない。鋼３６は冷却停止温度が４００℃を超えるために十分な強度が得られない。鋼３７は冷却速度が小さいために十分な強度が得られない。
【００８７】
【表１】
【００８８】
【表２】
【００８９】
【表３】
【００９０】
【表４】
【００９１】
【表５】
【００９２】
【表６】
【００９３】
【表７】
【００９４】
【表８】
【００９５】
【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Ｘ８０〜Ｘ１００）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）規格でＸ８０〜Ｘ１００の高強度と優れた変形能および溶接部（溶接金属および溶接熱影響部（ＨＡＺ））靭性を有する鋼管及び鋼板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の高強度ラインパイプはＸ８０級ラインパイプの製造法（例えば、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、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ある（例えば、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。
【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組織が微細化され、ＨＡＺ靭性を改善する技術がある（例えば、特許文献１及び２）。
【０００６】
しかしながら、Ｘ８０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、Ｘ８０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、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（例えば、特許文献３）、また、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も知られている（例えば、特許文献４）。しかしながらいずれの鋼管も、鋼管母材の耐局部座屈性を向上させることだけを目的としたものであり、溶接金属部を含む鋼管全体の変形能に関するものではない。
【０００８】
【非特許文献１】
ＮＫＫ技報 Ｎｏ．１３８（１９９２）、ｐｐ．２４〜３１
【非特許文献２】
Ｔｈｅ ７ｔｈ ｏｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ Ａｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８８），ｖｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ．１７９〜１８５
【非特許文献３】
「鉄と鋼」（昭和５４年６月発行、第６５巻第８号１２３２頁）
【特許文献１】
特開昭６３−２１０２３５号公報
【特許文献２】
特開平１−１５３２１号公報
【特許文献３】
特開平１１−２７９７００号公報
【特許文献４】
特開平１１−３４３５４２号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は良好なＨＡＺ靭性および優れた変形能を有するＸ８０以上の高強度鋼管を提供するものである。
【００１０】
【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。
【００１２】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０４４〜０．１％、
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：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００１〜０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００１〜０．００６％
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
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２．５〜３．５の範囲にあり、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：０．０３５〜０．１０％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０５％
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０．１５〜０．３の範囲にある溶接金属部を有し、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部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００１３】
（２） 前記溶接金属が、さらに
Ｎｉ：０．１〜２．５％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、
Ｍｏ：０．１〜１．５％、
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）に記載の溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００１４】
（３） 上記（１）または（２）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溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００１５】
（４） 上記（１）または（２）に記載の鋼管において、さらに母材部の金属組織がマルテンサイトを２〜１５％含有することを特徴とする溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００１６】
（５） 上記（１）または（２）に記載の鋼管において、さらに母材部の金属組織が残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することを特徴とする溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００１７】
（６） 上記（１）または（２）に記載の鋼管において、さらに母材部の金属組織がマルテンサイトを２〜１５％、かつ残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することを特徴とする溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００１８】
（７） 上記（１）または（２）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％、マルテンサイトを２〜１５％、かつ残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することを特徴とする溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
【００２１】
【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。
【００２２】
本発明の特徴は、低Ｃ―Ｎｂ−Ｔｉ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-Ｔｉ-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靭性と高い一様伸びを有する高強度鋼管にある。
【００２３】
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。
【００２４】
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。
【００２５】
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。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。
【００２６】
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。
【００２７】
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（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０．００５％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。
【００２８】
つぎに、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。
【００２９】
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。
【００３０】
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。
【００３１】
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。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。
【００３２】
鋼の強度を上昇させるためには、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、Ｐｂ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。また溶接金属部の合金元素添加量についても、Ｐｗ値で定義される値を所定の範囲に限定することにより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できることが判明した。
【００３３】
地震多発地域や永久凍土に敷設されるパイプラインには歪が負荷される。この場合、従来は鋼管の母材部に対してだけ高い一様伸びが求められていた。しかしながら、パイプライン全体の変形からみると、最も変形能の小さい溶接金属部がパイプライン全体の変形能に影響をおよぼす。そこで、Ｘ８０〜Ｘ１００級鋼管においては、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、パイプライン全体として十分な変形能が得られることが判明した。
【００３４】
一方、母材部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、マルテンサイトを２〜１５％含有すること、残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することが必要である。鋼板の製造法として、７００〜８５０℃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４００℃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。
【００３５】
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Ｐｂ値で定義される適正な範囲に限定すること、および溶接金属として、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、さらにパイプライン全体として優れた変形能を確保するために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、母材部で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、マルテンサイトを２〜１５％含有すること、残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することにある。
【００３６】
以下に、鋼管母材の成分限定理由について説明する。
【００３７】
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、０．０４４％以上の添加が必要である。しかし、０．１％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、０．１％を上限の値とした。
【００３８】
目標とするＸ８０〜Ｘ１００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、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２．５〜３．５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Ｘ８０以上の強度が確保できない。また、Ｐｂ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Ｐｂ値の範囲を２．５〜３．５に限定した。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
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％を上限の値とする。
【００４３】
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０．００５％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、その上限の値を０．０５％に限定した。
【００４４】
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。
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。
【００４５】
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、０．００５％を上限の値とした。
【００４６】
つぎにＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａを添加する理由について説明する。これらの元素の１種または２種以上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。
【００４７】
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％を超える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。
【００４８】
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１．０％とした。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
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。０．０００５％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−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０．０００５〜０．００５％に制限した。
【００５３】
つぎに溶接金属の成分限定理由について説明する。
【００５４】
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０．１％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０．１％とした。
【００５５】
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。
【００５６】
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１．０％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。
【００５７】
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０．１％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０．１％とした。
【００５８】
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。
【００５９】
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。
【００６０】
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。
【００６１】
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。
【００６２】
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０．０５％とした。
【００６３】
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。
【００６４】
つぎにＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａを添加する理由について説明する。
【００６５】
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。
【００６６】
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０．１％とした。
【００６７】
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。
【００６８】
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。
【００６９】
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。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。
【００７０】
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。
【００７１】
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％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０．００１〜０．００５％に限定した。
【００７２】
さらに、溶接金属部においてＸ８０〜Ｘ１００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０．１５〜０．３の範囲に制限しなければならない。Ｐｗ値が０．１５未満ではＸ８０以上の溶接部強度が確保できない。また、Ｐｗ値が０．３０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０．１５〜０．３に限定した。
【００７３】
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。
【００７４】
地震多発地域や永久凍土に敷設されるパイプラインにおいて歪が負荷される場合、母材部の変形能ばかりでなく、溶接金属部の変形能も重要な因子であることが判明した。Ｘ８０〜Ｘ１００級鋼管においては、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。
【００７５】
母材の一様伸びを大きくするためには２０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有すること、マルテンサイトを２〜１５％含有すること、残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することが必要である。
【００７６】
フェライト粒径が２０μｍを超えると母材の靭性が著しく低下するので、フェライト粒径の上限の値は２０μｍ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ず、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。
【００７７】
マルテンサイト分率が２％未満の場合、一様伸びの向上効果が得られず、１５％を超えると低温靭性が劣化するため、マルテンサイト分率の含有量を５〜１５％に限定した。
【００７８】
残留オーステナイト（γ）分率が２％未満の場合、一様伸びの向上効果が得られず、１２％を超えると十分な強度が得られないため、残留オーステナイト（γ）分率の含有量を２〜１２％に限定した。
【００７９】
鋼板の製造法として、鋳片を１０００〜１２００℃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、７００〜８５０℃の温度範囲から２℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度まで冷却することが好ましい。
【００８０】
まず、再加熱温度を１０００〜１２００℃の範囲にしたのは、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１０００℃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。
【００８１】
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℃としたのは、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℃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。
【００８２】
圧延後、鋼板を加速冷却する。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７００〜８５０℃の温度範囲から冷却速度２℃／秒以上で４００℃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８５０℃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７００℃未満の場合、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７００〜８５０℃にすることが好ましい。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。
【００８３】
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。
【００８４】
【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、結果を第１表−１〜３に示す。第１表−１は、鋼管母材と溶接金属の化学成分を示し、第１表−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、第１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。
【００８５】
鋼９はＣ量が少ないため、母材の強度がＸ８０を満足しない。鋼１０はＳ量が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１１は母材のＡｌ量が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１２は母材のＡｌ量が多いため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１３は母材のＭｇ量が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１４は母材のＭｇ量が多いため、母材の靭性が劣る。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１８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１９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２０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２１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２２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ＩＧＦ変態核の個数が少ないため、ＨＡＺ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。
【００８６】
鋼２５はマルテンサイト量が少なく、十分な一様伸びが得られない。鋼２６はマルテンサイト量が多すぎるため、母材の低温靭性が劣化する。鋼２７は残留γ量が少ないため十分な一様伸びが得られない、鋼２８は残留γ量が多すぎるために十分な強度が得られない。鋼２９はスラブ再加熱温度が１０００℃以下であるために十分な低温靭性が得られない。鋼３０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３１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３２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３３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３４は冷却開始温度が８５０℃を超えるために良好な一様伸びが得られない。鋼３５は冷却開始温度が７００℃未満であるために十分な強度が得られない。鋼３６は冷却停止温度が４００℃を超えるために十分な強度が得られない。鋼３７は冷却速度が小さいために十分な強度が得られない。
【００８７】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
【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Ｘ８０〜Ｘ１００）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 (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．０４４〜０．１％、
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：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００１〜０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００１〜０．００６％
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
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２．５〜３．５の範囲にあり、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：０．０３５〜０．１０％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０５％
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０．１５〜０．３の範囲にある溶接金属部を有し、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部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。 - 前記溶接金属が、さらに
Ｎｉ：０．１〜２．５％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、
Ｍｏ：０．１〜１．５％、
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に記載の溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。 - 請求項１または２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溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
- 請求項１または２に記載の鋼管において、さらに母材部の金属組織がマルテンサイトを２〜１５％含有することを特徴とする溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
- 請求項１または２に記載の鋼管において、さらに母材部の金属組織が残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することを特徴とする溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
- 請求項１または２に記載の鋼管において、さらに母材部の金属組織がマルテンサイトを２〜１５％、かつ残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することを特徴とする溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
- 請求項１または２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％、マルテンサイトを２〜１５％、かつ残留オーステナイト（γ）を２〜１２％含有することを特徴とする溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管。
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