JP4336294B2

JP4336294B2 - 時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管の製造方法

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Publication number: JP4336294B2
Application number: JP2004332246A
Authority: JP
Inventors: 康浩篠原; 英司津留; 卓也原; 均朝日; 好男寺田; 直己土井; 正彦村田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-11-16
Filing date: 2004-11-16
Publication date: 2009-09-30
Anticipated expiration: 2024-11-16
Also published as: JP2006144037A

Description

本発明は、天然ガスあるいは原油輸送用のＡＰＩ規格Ｘ７０〜Ｘ１００級のパイプラインとして好適なもので、防食を目的とした塗装処理後も地盤変動等によるパイプラインの変形許容度が大きい、変形特性に優れたパイプライン用鋼管の製造方法に関する。

近年、原油あるいは天然ガスの長距離輸送方法としてパイプラインの重要性が高まっている。しかし、パイプラインが敷設される環境は年々多様化してきており、なかでも凍土地帯での季節による地盤変動、地震による地層変動、海底での海流などによるパイプラインの曲げ変形が敷設設計上無視できない問題となってきた。そのため、従来、耐内圧に優れるだけでなく、曲げ変形が生じても座屈等が生じがたい、変形性能に優れた高強度鋼管が要望されている。

このような要求を満足する鋼管として、変形性能に優れた、引張強度に対する降伏強度の比が低い高強度鋼の製造方法が特許文献１に、加工硬化指数の大きな鋼管および製造方法が特許文献２に開示されている。また、特許文献３には、降伏比が低く、一様伸びが大きい鋼板及び鋼管が提案されている。また特許文献４には、引張試験において降伏強度と公称歪み１．５％時の応力との比が１．０５以上の鋼管が提案されている。さらには、パイプラインは実際には鋼管同士を円周溶接するが、その場合溶接部に微小の欠陥が存在する場合があり、そこから破壊せずに常に鋼管から座屈変形できるよう長手方向と円周方向の降伏強度の比を適正化した鋼管および製造方法が特許文献５に開示されている。

ところで、パイプライン用鋼管は敷設前に防食を目的とした塗装処理が行われるが、近年、フュージョンボンディングされる場合が増えている。この処理の場合、２００℃〜３００℃に鋼管が加熱される。非特許文献１に記載のように、冷間で成形された鋼管はこの加熱によって時効されるため、製造時と比較すると応力歪み曲線が大きく変化する。

鋼管となった状態での長手方向の応力歪み曲線は、冷間成形の影響でラウンドハウス型の形状であり、特許文献２に開示されているように応力歪み曲線をｎ乗硬化則で近似することが可能で、ｎ値と鋼管の変形性能の間に相関がある。

しかしながら、鋼管は２００℃〜３００℃に加熱されると、図１に示すように、特に歪みが小さい領域での応力歪み曲線が複雑となる。歪みが０．５％から５％の間の応力歪み曲線をｎ乗硬化則で近似することが出来ず、ｎ値の評価は不可能である。また、成分、製法、加熱温度によっては明瞭な降伏伸びが出現する場合がある。

従って、従来より報告されているような鋼管製造ままでの機械的特性と変形性能の関係で、加熱後の鋼管の変形性能の予測は困難であり、新たに加熱後の鋼管の変形性能に及ぼす機械的性質の影響を調査するに至った。

そこで本発明者らは、２００℃〜３００℃の温度領域に加熱された場合のＳ−Ｓ曲線の形状の変化を詳細に調査し、そのときの鋼管の変形性能の変化を明らかにしたうえで、塗装加熱によって変形特性を損なわないための具備すべき鋼管機械的特性を明らかにし、その鋼管製法について鋭意検討した。

特公平６−１５６８９号公報特開平１１−２７９７００号公報特願２００２−１０６５３６号特開２００２−１９４５０３号特願２００３−１７９８６５号ＯＭＡＥ２００４−５１５６９

本発明は、パイプラインに好適な、ＡＰＩ規格Ｘ７０〜Ｘ１００グレード相当の優れた強度を有するとともに、塗装処理などのときの加熱によって時効した後も十分な変形性能を有するパイプライン用高強度鋼管の製造方法を提供するものである。

本発明は、高強度鋼管を用い塗装加熱処理したラインパイプの変形性能を確保するためには、加熱によって変化する長手方向の応力歪み曲線で特に歪み量が０．５％から２％の間の流動応力を制御することが効果的であり、そのための適正な化学成分と圧延条件によって得られた最適なミクロ組織を明らかにしたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０９％、
Ｓｉ：０．００１〜０．８％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．００１〜０．００８％、
を含有し、さらに、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．６％、
の２種以上を含有し、
（Ｎｉ＋Ｃｕ）−Ｍｏ＞０．５
を満足する、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を１０００℃以上に加熱後、９００℃以上の温度で累積圧下量５０％以上の粗圧延を行い、続いて８７０℃以下で開始し、７００℃以上で終了する仕上圧延を行い、６００℃以上の温度領域から冷速１０℃／ｓ〜５０℃／ｓで加速冷却を開始し、３００℃〜５５０℃で加速冷却を停止して鋼板とし、この鋼板を筒状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とし、その後、該鋼管を２００℃〜３００℃に加熱することを特徴とする時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管の製造方法。
（２）質量％で、さらに、
Ｃｒ：１％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管の製造方法。

本発明により、パイプラインに好適な、ＡＰＩ規格Ｘ７０〜Ｘ１００グレード相当の優れた強度を有するとともに、塗装処理などで加熱されることによって時効した後も、地盤変動などによる変形に対して座屈や破壊をしない十分な変形性能を有するパイプライン用高強度鋼管を提供可能となる。

本発明者らは、様々な条件で製造されたＡＰＩ規格Ｘ７０〜Ｘ１００級の鋼管について２００℃〜３００℃に加熱された後の長手方向の応力歪み曲線変化とそれに伴う鋼管の変形性能の変化について詳細に調査した。

まず、種々の化学成分を有する鋼片を異なる条件で圧延した鋼板を冷間で成形し、突き合わせ部をシーム溶接して鋼管（外径：６００〜１３２０ｍｍ（２４〜５２インチ）、肉厚：１５．６ｍｍ〜２０．６ｍｍ）とし、これら鋼管を２００℃〜３００℃の間の任意の温度に６０秒加熱して引張試験および鋼管の曲げ変形特性を調査した。引張試験片はＪＩＳ１２号弧状引張試験を長手方向から採取したものである。曲げ試験は外径の２０倍の長さに切り出した鋼管を試験片とし、鋼管内に水圧で１０気圧から２０気圧の任意の内圧を負荷し４点曲げ（曲げ部分の長さ：外径の８倍）によって鋼管を曲げ変形し、鋼管の曲げ角度と負荷荷重を測定した。

図２に示すように鋼管に負荷した荷重と曲げ角度の関係を示した図を作製し、変形特性として最大荷重時の曲げ角度（θ１）と崩落開始時の曲げ角度（θ２）を採用した。鋼管の変形性能として、まずはθ１が重要であり、パイプライン設計時の許容歪みの決定に大きく影響を及ぼす。また荷重低下開始（θ１）から崩落開始（θ２）までが余裕あると構造物としてより安全と考えられるので、θ２も変形性能として重要である。

上記試験の結果、最大荷重時の曲げ角度（θ１）は特に鋼管長手方向の応力歪み曲線で歪み量が０．５％から２％の領域の流動応力の変化が特に影響を受けることが明らかとなった。

図３にθ１と（２．０％歪み時の流動応力−０．５％歪み時の流動応力）（以後、Δσ_0.5-2.0と記す）の関係を示す。Δσ_0.5-2.0が３０ＭＰａ以下のとき、θ１は２°以下と極めて低く、３０ＭＰａ以上になるとθ１は４°以上となり、Δσ_0.5-2.0の増加に伴いθ１が増加する傾向にある。なお、Δσ_0.5-2.0が３０ＭＰａ以上確保できるのであれば、途中降伏伸びが出現しても構わない。

従って、時効後の高強度ラインパイプの変形特性を確保するためには長手方向の応力歪み曲線で特に０．５％〜２％の形状が重要であり、Δσ_0.5-2.0を３０ＭＰａ以上にする必要がある。

また、Δσ_0.5-2.0、θ１と鋼管長手方向のＹ／Ｔ（降伏強度と引張強度の比）に相関があり、Δσ_0.5-2.0が３０ＭＰａ以上の場合Ｙ／Ｔが０．９２以下になることが明らかとなった。図４に示すようＹ／Ｔが大きくなるとθ１が小さくなり、Ｙ／Ｔが０．９２超となると、θ１が低下する。従って、Ｙ／Ｔを０．９２以下とする必要がある。

また、θ２は一様伸びと相関があることが明らかとなった。図５に示すよう一様伸びが高くなるとθ２が向上するが、一様伸びが５％以上になると殆んどθ２は一定となった。従って、加熱後の鋼管長手方向の一様伸びは５％以上有することが望ましい。

次に、成分元素の限定理由を述べる。なお、以下に説明する成分の量はいずれも質量％である。

Ｃは０．０２〜０．０９％に限定する。Ｃは鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、目標とする強度を得るためには、最低０．０２％は必要である。しかし、Ｃ量が０．０９％よりも多いと母材および溶接熱影響部の低温靭性および現地溶接性の劣化を招くので、その上限を０．１２％とした。

Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元素である。その効果を発揮するためには０．００１％は必要である。しかし、０．８％より多く添加すると現地溶接性が著しく劣化するので、Ｓｉ量の上限を０．８％とした。

Ｍｎは強度と低温靭性のバランスを向上させるためには必須の元素であり、その下限は０．５％である。しかし、２．５％よりも多いと、中心偏析が顕著となり低温靭性が大幅に劣化するので上限を２．５％とした。

また、本発明では、不純物元素であるＰ及びＳ量をそれぞれ０．０２％及び０．００５％以下とする。この主たる理由は母材及び溶接熱影響部の低温靭性を向上させるためである。Ｐ量の低減は粒界破壊を防止して低温靭性を向上させる。一方、Ｓ量の低減は熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して延靭性を向上させる効果がある。両元素とも少ないほど望ましいが、特性とコストのバランスから通常Ｐ及びＳは、それぞれ０．００１％以上および０．０００１％以上を含有する。

Ｎｂは制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだけでなく、焼き入れ性増大にも寄与し、鋼を強靭化する。０．００５％未満ではこの効果は小さい。しかし、Ｎｂ量が０．３％よりも多いと、溶接熱影響部の靭性に悪影響を及ぼすので、その上限を０．３％とした。

Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成して、母材および溶接熱影響部の組織を微細化し、靭性向上に寄与する。この効果はＮｂとの複合添加で極めて顕著になる。この効果を十分に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添加量が０．０３％より多いと、ＴｉＮの粗大化あるいはＴｉＣによる析出硬化が生じ、かえって低温靭性の低下を招くので上限を０．０３％に限定した。

Ａｌは通常脱酸材として鋼に含まれる元素で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．１％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０．１％とした。また、ＡｌＮ析出として時効硬化に影響を及ぼす固溶Ｎを固定する役割も果たし、その効果として最低０．００１％以上の添加が必要である。

ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及び溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材および溶接熱影響部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％以上である。しかし、Ｎを０．００８％超添加すると、ＴｉＮの生成量が増加し、かえって低温靭性が低下する問題が生じるので、Ｎ量の上限を０．００８％とした。

Ｎｉは低温靭性を劣化させることなく強度を向上させる元素であり、０．１％以上添加することが好ましい。しかし、添加量が１％を超えると、かえってＨＡＺ靭性を低下させるので上限を１．０％とした。

Ｃｕは母材、溶接熱影響部の強度を向上させる元素であり、０．１％以上の添加が好ましい。しかし、添加量が１．０％を超える現地溶接性が著しく低下させるので、上限を１．０％とした。

Ｍｏは焼き入れ性を向上させ、高強度化を達成できる元素である。また、Ｎｂとの複合効果で制御圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイトの結晶粒の微細化にも効果があり、０．０５％以上の添加が好ましい。しかし、０．６％以上を超えると、ＨＡＺ靭性の劣化を招くので、上限を０．６％とした。

さらに本発明者らは、２００℃〜３００℃後の鋼管の長手方向の応力歪み曲線の変化に大きく影響を及ぼす元素がＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏであることを突き止めた。図６は、｛（Ｎｉ＋Ｃｕ）−Ｍｏ｝とΔσ_0.5-2.0の関係を示す。｛（Ｎｉ＋Ｃｕ）−Ｍｏ｝が０．５を超えると、加熱後の鋼管の変形性能確保のために必要なΔσ_0.5-2.0を３０ＭＰａ以上に確保できることがわかった。｛（Ｎｉ＋Ｃｕ）−Ｍｏ｝が０．５より小さい場合は、加熱後の鋼管の長手方向の応力歪み曲線は明瞭な降伏点が認められ、降伏伸びが２％以上となり、Δσ_0.5-2.0を３０ＭＰａ以上達成できない。Ｎｉ，Ｃｕの殆んどはフェライト粒内において固溶状態で存在しており、これら元素とFe原子の間には格子定数の違いによる応力場が生じ、そこが時効に寄与する固溶Ｃや固溶Ｎに集合する。この応力場は後の塑性変形挙動に大きな影響は及ぼすことがないので、この応力場に固溶元素が集合しても時効しない。一方、ＭｏはＣとクラスターの状態で転位上に集合する。クラスターとして集合したＣは転位と相互作用し、時効に寄与する。このようにＣｕ，Ｎｉは時効に寄与しない母相の応力場に固溶Ｃや固溶Ｎを集める作用として働き、転位上に集合しようする固溶Ｃや固溶Ｎの量を減らして時効抑制する。一方、Ｍｏはクラスターとして転位上に固溶Ｃを集合させる作用として働き、その結果、時効が促進する。

Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる元素であり、選択的に０．１％以上添加することが好ましい。しかし、Ｃｒ量が１％を超えると溶接熱影響部の靭性や現地溶接性を著しく劣化させることがある。このため上限を１．０％とすることが好ましい。

ＶはＮｂとほぼ同じ効果を有するが、その効果はＮｂと比較して弱い。また、溶接部の軟化を抑制する効果も合わせ持つ。Ｖ量の上限は、溶接熱影響部の靭性の観点から０．１％とすることが好ましい。Ｖ量の好ましい範囲は、０．０３〜０．０８％である。

Ｃａ及びＲＥＭは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向上させる。それぞれ０．００１％以上および０．００２％以上を添加することが好ましい。Ｃａ量を０．０１％超、REM量を０．０２％超添加すると大型介在物の生成が顕著となり、鋼の清浄度を損なうだけでなく、現地溶接性を大幅に劣化させる。このため、Ｃａ量の上限は０．０１％、REM量の上限は０．０２％とすることが好ましい。

Ｍｇは微細分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部の粒粗大化抑制で低温靭性を向上させる。その効果を発揮させるためには０．００１％以上を添加させることが好ましい。一方、０．００６％超では粗大酸化物を生成し逆に低温靭性が劣化するため、上限を０．００６％とすることが好ましい。

鋼管の変形性能を向上させるためには、軟質のフェライトと硬質のマルテンサイト及び／またはベイナイトとの複合組織とすることが好ましい。フェライトの面積率が５０％超となると目標とする強度に達しないため、上限を５０％とする。好ましくは１０％〜３０％である。また、フェライトの結晶粒径が平均で１５μｍ超となると、母材の低温靭性が著しく低下するので、その上限を１５μｍとする。好ましくは１０μｍ以下である。

一様伸びを５％以上にするためには、軟質であるフェライトを５％以上生成させることが必要である。一様伸びの上限はフェライト分率が５０％以内であることから必然的に１７％程度である。

フェライトの面積率は、光学顕微鏡組織写真を用いて、５μｍ間隔のポイントカウント法で測定した平均値である。結晶粒径は１０μｍ間隔の切断法で測定した平均値である。光学顕微鏡観察用の試料は、鋼管を長手方向に切断して採取し、鏡面研磨及びナイタール腐食で作製する。試料の板厚の１／４，１／２の任意の位置を光学顕微鏡にて、５００倍で観察し、写真撮影する。

また、フェライトは軟質であるほど変形性能向上に良いため、微小ビッカース硬度計を用いて、ＪＩＳＺ２２４４に準拠して測定する。フェライト相のビッカース硬さは１７０Ｈｖ以下であることが好ましい。

次に本発明の製造方法について説明する。

本発明による鋼管の製造方法は、鋼を溶製後、鋳造して鋼片とし、鋼片を加熱して熱間圧延後、冷却して鋼板とし、その鋼板を冷間で筒状に成形して端部同士を溶接して鋼管とし、その後２００℃〜３００℃に再加熱する製造工程からなる。

熱間圧延を行う際の鋼片の加熱温度は、１０００℃以上とする。これは本発明で規定する成分からなる鋼のＡｃ_３点が１０００℃よりも低下することはなく、加熱温度を１０００℃以上にすれば鋼をオーステナイト域に加熱することができるためである。再加熱は、Ｎｂが固溶し、さらに結晶粒が粗大化しない１０５０℃〜１２００℃が好ましい範囲である。

再加熱後、９００℃以上の温度域で粗圧延を行い、引き続き８７０℃以下で仕上げ圧延を行う。９００℃以上で粗圧延を行うのは、オーステナイトが十分に再結晶できる温度域が９００℃以上であり、再結晶により結晶粒を細粒化していくには累積圧下量で５０％以上の圧延が必要である。仕上げ圧延の開始温度は十分な未再結晶温度で仕上げ圧延を行うため、８７０℃以下とする。仕上げ圧延の終了温度が７００℃より低くなると、本発明で規定する成分からなる鋼では、過度に圧延中で加工されたフェライトが生成し、鋼管の変形性能を損なうので、仕上げ圧延の終了温度を７００℃以上とする。仕上げ圧延の累積圧下率は、粗圧延時の厚みと製品板厚の比で決まるが、低温靭性確保の観点から仕上げ圧延の累積圧下率は５０％以上であることが好ましい。

仕上げ圧延後、６００℃以上の温度領域から冷却を開始する。これは開始温度が６００℃未満であると冷却開始までに面積率で５０％以上のフェライトが生成するため、冷却開始を６００℃以上とする。冷却停止温度は３００℃〜５５０℃に限定する。２００℃未満であると、鋼板の形状が不安定であったり、冷却過程で割れたりする問題が生じるので、停止温度の下限を２００℃とした。停止温度の上限は目標強度を満たすためには、５５０℃以下にする必要があるため、上限を５５０℃とした。

冷却速度は微細なフェライトを分散させて変形能と低温靭性のバランスを向上させるため、１０℃／ｓ〜５０℃／ｓに限定する。１０℃／ｓ未満では、フェライト粒が粗大化し、低温靭性が確保できず、一方、５０℃／ｓを超えるとマルテンサイトあるいはベイナイトの硬さが過度に硬くなり、一様伸びを５％以上確保できず、また過度の時効を助長する。したがって、冷却速度は１０℃／ｓ〜５０℃／ｓにすることが好ましい。

このように製造した鋼板を、そのままＵＯＥプロセスあるいは電縫プロセス、ベンドプロセスで鋼管とする。鋼管をその後、２００℃〜３００℃に加熱する。この加熱は、主として防食を目的とした塗装処理の前あるいは途中で加熱することが好ましい。また、鋼管の残留応力の除去など他の目的で鋼管を加熱してもよい。２００℃以下では目的とする効果が十分に発揮できないので、下限を２００℃とする。３００℃超になると析出現象が顕著に認められ、より一層の時効が発生するため、鋼管の加熱の上限は３００℃にする必要がある。加熱保持時間はその加熱の目的によって異なり特に規定しない。

表１に示す化学成分の鋼を溶製し、連続鋳造した鋼片を表２に示す条件で圧延を行い鋼片とした。さらにこれら鋼板をUOE工程によって鋼管とした。鋼管を製造する際の溶接方法は、サブマージアーク溶接とした。なお、鋼管の外径は７６２ｍｍ、肉厚は１６ｍｍであった。鋼管の加熱は高周波誘導加熱装置を用いて加熱速度は１０℃／ｓ、最高加熱温度は２５０℃（保持時間３０秒）、冷却は放冷とした。

鋼管の長手方向の機械的性質は、ＡＰＩ５Ｌに準拠した弧状全厚引張試験片によって測定した。

また、鋼管からミクロ組織観察用の試験片を採取し、研磨、腐食し、肉厚の１／４，１／２，３／４のそれぞれの部位を５００倍で観察し、光学顕微鏡組織写真を撮影した。得られた１５視野の光学顕微鏡組織写真を用いて、フェライトの面積率を５μｍ間隔のポイントカウント法で、フェライトの粒径を１５μｍ間隔の切断法にて、それぞれ測定して平均値として求めた。

鋼管変形能は、鋼管内に内圧を負荷し４点曲げ試験で評価した。１２ｍの長さに切り出した鋼管を試験片とし、鋼管内にＡｒガスで１０気圧から２０気圧の任意の内圧を負荷し４点曲げ（曲げスパン長さ：６ｍ）によって鋼管を曲げ変形させ、鋼管の曲げ角度と負荷荷重を測定した。図１に示すように鋼管に負荷した荷重と曲げ角度の関係を示した図を作製し、変形特性として最大荷重時の曲げ角度（θ１）と崩落開始時の曲げ角度（θ２）を採用した。

結果を表３に示す。本発明例である製造Ｎｏ．１〜１８の鋼管は、加熱後の長手方向の応力歪み曲線においてΔσ_0.5-2.0が３０ＭＰａ以上であり、またＹ／Ｔは０．９２以下であり、その組織においてフェライト面積率５０％以下、平均粒径１５μｍ以下であり、鋼管の変形性能の指標であるθ１は大きい。

この中で一様伸びが５％以上に達しないものもθ１が大きいので一応良好であるが、θ２の小さいものが現われるの、５％以上のほうが望ましい。

一方、比較例である製造Ｎｏ．１９〜２１は、Δσ_0.5-2.0あるいはＹ／Ｔの値が本発明の範囲外であるため、鋼管の変形性能指標の一つであるθ１が著しく小さい。

Ｎｏ．２２およびＮｏ．２４はΔσ_0.5-2.0が30MPa以上にならなかったばかりでなく、フェライト分率が本発明外であるため、強度が目標に達しておらず、また鋼管変形性能も低く、冷却開始温度が本発明の範囲外であるためフェライト粒径が大きい。なお、ＡＰＩ規格のＸ７０では、強度として、ＹＳ＞４８２ＭＰａ、ＴＳ＞５６５ＭＰａ（換算）が定められている。

Ｎｏ．２３は冷却終了温度が本発明の範囲外であるためフェライト粒径が大きいことが分かる。

鋼管を２００〜３００℃に加熱した時の応力−歪曲線を示す図。鋼管に負荷した荷重と曲げ角度の関係を示す図。 θ１と（２％流動応力−０．５％流動応力）の関係を示す図。 θ１と降伏強度／引張強度の比との関係を示す図。 θ２と一様伸びの関係を示す図。（２％流動応力−０．５％流動応力）と｛（Ｎｉ＋Ｃｕ）−Ｍｏ｝量との関係を示す図。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０２％〜０．０９％、
Ｓｉ：０．００１％〜０．８％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．００１〜０．００８％、
を含有し、さらに、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．６％、
の２種以上を含有し、
（Ｎｉ＋Ｃｕ）−Ｍｏ＞０．５
を満足する、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を１０００℃以上に加熱後、９００℃以上の温度で累積圧下量５０％以上の粗圧延を行い、続いて８７０℃以下で開始し、７００℃以上で終了する仕上圧延を行い、６００℃以上の温度領域から冷速１０℃／ｓ〜５０℃／ｓで加速冷却を開始し、３００℃〜５５０℃で加速冷却を停止して鋼板とし、この鋼板を筒状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とし、その後、該鋼管を２００℃〜３００℃に加熱することを特徴とする時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管の製造方法。
質量％で、さらに、
Ｃｒ：１％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
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に記載の時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管の製造方法。