JPS589925A - 低温靭性にすぐれたａｐｉ規格ｘ８０級鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は低＠聰性にすぐれたＡＰＩ規格ｘ８０級鋼管の
製造方法に係り、特に寒冷地の・（イブライン用高張力
大径鋼管の製造方法に関する。

近年１石油、天燃ガスなどのエネルギー資源の開発が進
められ、特に寒冷地において広範囲に行われるようにな
り、これに伴って輸送用パイプツインの敷設が急速に延
びつつある。しかもこれらのパイプラインに用いられる
鋼管は次第に大径化する傾向にあると共に、高張力化が
要求されるようになって来た。これらの寒冷地のパイプ
ライン用鋼管は低温下に設置されるので、低温靭性に対
する要求も当然のことながら厳しいものがある。

従ってこれらの鋼管用素材は大径鋼管用としてすぐれた
低温靭性と高張力を併せ有する特性でなければならぬ。

現在パイプラインに用いられる大径高張力鋼管は、主と
してＵＯＥ法、スパイラル造管法またはロールフオーム
後電縫溶接する方法によって製造されている。このうち
ＵＯＥ鋼管は厚板ミルで製造される鋼板を素材とし、ス
パイラル鋼管および電縫鋼管は熱延鋼帯を素材としてお
り、アメリカ　　゛のＡＰＩ規格によるＸ７０級までの
強度を有する素材は主として制御圧延によって製造され
ている。

一般に制御圧砥材は比較的高い強度を有すると共に、低
ｌ１ｉｌ性にもすぐれ、パイプライン用高張とができる
。制御圧延材は圧延後直ちに再結晶を開始するオーステ
ナイト温度領域（以下再結晶ｒ領−と称する）、圧延の
パス間に再結晶が起らないオーステナイト領域（以下未
再結晶Ｔ領域と称する）、およびオーステナイト、フェ
ライト２相領れぞれの圧下量および最終圧延仕上温！！
！規制し、各温度領域における圧下配分と仕上温度を調
整することにより要求される材質特性を満足させる方つ
すぐれた低温靭性を有する大径鋼管素材を製造するに当
っては、低温領域での圧下量の増大と、仕上温度のより
低温化が必要となる。

しかし、低温領域にねける圧下量を大！（シ、かつ仕上
温度の低温化による制御圧延ζ門現行“の加熱、ＪＥ延
延法釦いては甚だ困難であって、特にスパイラル銅管ま
たは電縫銅管用素材となるホットストリップミルで圧延
される熱延鋼帯の製造は著しく困難である。

ホットストリップミルによる熱間圧延は・通常粗圧延お
よび仕上圧延と称されている２段階の圧延から成り、粗
圧延には一部可逆式圧延機も使用されているが、仕上圧
延は隣接した数個の一−ルにより一方向に連続圧延され
るため、圧延中にシートバーの形状に曲りが生じると圧
延不能となる。

そこで仕上圧延前のシートパーの形状が問題にな。

す、形状が均一でない先端部は圧Ｉｔ前に剪断機に厚板
ミルの場合のような大きな圧下量を取ること。

ができない。従ってホットストリップ１ルで製造される
熱延鋼帯の強度と靭性も製造設備の能力よりか、なり限
定される。

現行の圧延機と圧延方法によって、ジードパ、−の先端
部を切り落す必要のないようなスラブの場合、または非
常に軽度の粗圧延後に仕上圧延を行なう場合には、スラ
ブの加熱炉からの抽出後、亥たは粗圧延終了から仕上圧
延開始までの間に規定温度までの冷却のため通常長時間
の温度待ちが必要である。その結果著しい圧延能率の低
下を来たすほか、圧下後の１粒の粗大化による低温靭性
の劣化が起る欠点がある。この長時間の温度待ちなは次
の如き他の問題が発生する１、すなわち、この場合には
長時間低温領域においてスラブを加熱するので、制御圧
延に不可欠な固溶冷かすべて炭・窒化物として析出して
しまい、そのため低温領域での圧下量を増大しても所望
の１強度、高靭性を得ることができないという問題があ
る。

さらに、一部においては、ｘ８０級の高強度を有し、か
つ低温靭性も良好な鋼管の使用が計画されており、その
需要が今後増大する傾向にある。

従来法により製造される圧延のままの熱延銅帯には、上
記の如き強度と低温靭性に関する制約があり、これをｘ
８０級銅管素材に適用する場合、強度の面からみるとＭ
ｏ、Ｎｉ、Ｎｂ　　およびｖなどられる可能性は小さい
、たとえ上記合金元素の多量の添加により、高強度、高
靭性が得られたとしても近年特にこれら特殊合金元素の
価格は着しく高騰しているので、従来法により製造され
る素材を使用したＸ８０級鋼管は著しく高価になる。

本発明の目的は熱延鋼帯による上記従来の低温靭性、高
張力鋼管の製造方法における欠点ならびに問題点を解消
し、低温靭性のすぐれたＡＰＩ規格ｘ８０級鋼管の製造
方法を提供するにある。

高価な合金元素を多量に添加せずに、熱延銅帯を素材と
するＸ８０級鋼管を製造するには、従来法と異なる新た
な圧延法により高強度、高靭性の素材を得るとともに、
その素材から成形された鋼管に対して成形後さらに強度
を上昇させる手段を取ることが必要である。

造管後に強度を上昇させる手段として、まず誘導加熱に
よる鋼管の焼入れ、焼戻し処理が考えられるが、この処
理は大規模の設備を必要とし、鋼管製造コストが大幅に
上昇する。

一方銅管成形後に時効処理を施すいわゆるひずみ時効処
理も銅管の強度上昇のためには有効な手段であるが、一
般にひずみ時効処理は材料の低温靭性を劣化させるので
従来は好ましくないとされてきた。

本発明者らは、こめ点に関し、化学組成および圧延方法
の員なる多くの素材から製造された鋼管を対象として、
これらの低温靭性におよぼす冷間加工およびひずみ時効
の影響について数多くの実験と検討を重ねた結果、特定
の化学組成を持ち、かつ適切な制御圧延によって製造さ
れ、良好な低温−性を有する材料においては、冷関加１
１よびその後のひずみ時効による低温靭性の劣化が従来
考えられていたよりも著しく少ないこと、またかくの如
き良好な低温靭性とひずみ時効による劣化を少な（させ
る製造方法は同時に強度も上昇させること、したがって
、この製造方法によって得られた熱延鋼帯素材から成形
された鋼管に適切な′ひすみ時効処理を施すことにより
、低温靭性の良好なＸ８０級銅管を製造し得ることを見
出した。

本発明者らは上記の知見をもとに下記要賀の２発明を完
成した。

第１発明の要旨とするところは次のとおりである。すな
わち重量比にてＣ：０．１５％以下、　＄１＠α７０９
６以下、Ｍｎ　Ｉα５０〜１５０Ｘ、ｐｔα０２５Ｘ以
下、ｓ　ｒ　ａｏｏｓｘＪ！ｙ％Ｎｂ　ｓα０１〜０．
１５％、Ａｌｔ（１０７ＯＮ’以下を含有し更に必要に
よりＶ：αＯ１〜α１５％、Ｔｉ　１α００５〜０．１
５０Ｘ、Ｚｒ　　ｔαｏｏ５〜α１６Ｇ％％Ｍｏ：α０
５〜α５ｏ％、Ｃｕｔ（ｌｌ□〜Ｘ以下のうちから選ば
れた１種または２種以上を含みＪ′残部は実質的にＦｅ
より成る鋼のＡＰＩ規格Ｘ８０ｍ鋼管の製造方法におい
て、３０Ｇ−から最終成品厚さの３倍までの厚さを有す
る連続鋳造スラブを製造する段階と、前記スラブをその
ままもしくは２０分以内保温または加熱した後該スラブ
の表面温度が１０００〜ｓｏｏ℃になった時点で粗圧延
を開始する段階と、前記粗圧延終了後６０秒以内に９５
０〜７５０℃の温度範囲で仕上延を終了する段階と、前
記熱延銅帯を７５０〜４５０℃の温度範囲で巻取る段階
と、前記巻取った熱延鋼帯を銅管に成形する段階と、前
記鋼管を１００〜４００℃の温度範囲で時効処理を施す
段階と、を有して成ることを特徴とする低温靭性にすぐ
れたＡＰＩ規格ｘ８０級鋼管の製造方法である。

第２発明の要旨とするところは、上記第１発明と同一組
成の鋼のＡＰＩ規格ｘ８０級鋼管の製造方法において、
３００■から最終成品厚さの３倍までの厚さを有する連
続鋳造スラブを製造する段階と、前記スラブをそのまま
もしくは２０分以内保温または加熱した後該スラブの表
面温度が１０００〜７５０℃になった時点で仕上圧延を
開°始しｃｊ”ｓ　。

仕上圧延を終了する段階と前記熱延銅帯を７５０〜４５
０℃の温度範囲で巻取る段階と、前記巻取った熱延鋼帯
を鋼管に成形する段階と、前記鋼管を１００〜４００℃
の温度範囲で時効処理を施す段階と、を有して成ること
を特徴とする低温靭性にすぐれたＡＰＩ規格Ｘ８０級鋼
管の製造方法である。すなわち、第２発明は粗圧延を行
わずスラブの表面温度が１０００〜７５０℃になった時
艷 点で直ちに仕上圧延を開始し、Ａｒ３　　変懇点から６
５０℃の温度範囲で仕上圧延を終了し、以後の巻取り、
造管および時効処理の各工程は第１発明と同様であるが
、いずれの場合も９５０℃以下の低温領域における圧下
率を６０％以上とルで低温靭性および強度の向上を図っ
たものである。

本発明における制御圧延に使用する鋼スラブの成分範囲
を限定したのは次の理由によるものである。

Ｃ； Ｃは強度を高めるために必要な元素であるが、α１５％
を越えると溶接性および低温靭性が著しく劣化するので
０１５％以下に限定した。

Ｉ Ｓｔ　　は鋼の脱酸と強度上昇のために添加されるが、
α７０％を越えると低温靭性を劣化させるのでα７０％
以下に限定した。

Ｍｎ寞 Ｍｎは低温靭性を劣化させずに強度を高める特性がある
ので本発明の如き高張力、高靭性鋼には不可欠の元素で
あや、少くともα５０％を必要とするが、α５０％未満
では強度上昇に対する効果が小さく、また２５０％を越
えるとスラブに割れが多発するので９α５０〜２５０％
の範囲に限定した。　　− １ 不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であり、特に
（１０２５％を越えると低温靭性を著しく劣化させるの
で上限をα０２５％とした。

Ｓ　！ Ｐと同様に不可避的不純物として鋼中に含まれる元素で
あるが、α００５％を越える、と圧延方向に対して直角
方向の衝撃吸収エネルギーを著・しく低下させるので、
上限をα００５％とした。

Ｎｂ Ｎｂは再結晶遅延作用および析出硬化作用がある元素で
制御圧延材には不可決の元素である。しかし、α０１％
未満ではその効果が極めて少く、反対にα１５％を越え
る多量の添加は鋼管製造時の溶接金属の低温靭性を著し
く劣化させるので、０．０１〜ａ、１５％の範囲に限定
した。

Ａ１．ｔ Ｍは鋼の脱酸および結晶粒の微細化に−めて有効な元素
であるが、０．０７０￥、を越えると銅板の表面性状を
悪化させ、内部欠陥をもたらすほか、鋼管溶接部の超童
波探優による不良を多発するのでα０７０％以下に限定
した。

上記限定組成を本発明鋼の基本組成とするが、必要によ
り次の限定量のＶ％Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｃｕ。

Ｎｉ％Ｃｒ、希土類元素（以下ＲＥＭと称する）および
Ｃａのうちよゆ選ばれた１種または２種以上を添加する
ことにより本発明の月的がより効果的に達成される。こ
れらの選択添加元素の限定理由・は次のとおりである。

２ Ｖはその析出硬化作用のために強度向上に有効な元素と
して添加されることがあるが、α０１％章満ではその効
果が少＜、０．１５％を越えると低温−性が劣化するの
でｏ、０１〜α１５％の範囲に限定した。

ｌ　　Ｉ ＴＩ　　は結晶粒の微細化および強度上昇の目的で添加
されることがあるが、α００５％未満ではその効果がほ
とんどなく、α１５０％を越えると鋼板の表面欠陥が多
発するので０．００５〜α１５０％の範囲に限定した。

のために−添加されることがあるが、０゜００５％未満
ではその効果が極めて小さく、α１５０％を越えると鋼
材の表面欠陥が多発するのでα００５〜α１５０％の範
囲に限定した。

Ｍｏ　　ｓ Ｍｏは低温靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素と
して添加されることがあるが、α０５％未満ではその効
果が小さく、ａＳＯ％を越えると銅管溶接時の溶接熱影
響部の低温靭性を著しく劣劣化させるのでα０５〜α５
０％の範囲に限定した。

Ｃｕ　　Ｉ ＣｕもＭｏ　　と同様に低温靭性を劣化させずに強度を
高める元素として添加されることがあるが、α１０％未
満ではその効果が小さく、ＬＯＯＸを越えると赤熱脆性
の欠陥を生じるのでα１Ｇ〜１００％の範囲に限定した
。

Ｎｌ「 Ｎｉ　　は低温靭性を高め、かつ強度を上昇させる元素
として添加させることがあるが、α１０％章満ではその
効果が小さく、−またパイプライン用大径鋼管材として
要求される低温靭性の範囲では　　　　　□４００％を
越える多量の添加が必要なく、かつ高価でもあるので（
１１０〜４００％の範囲に限定した。

Ｃｒ　　ｓ Ｃｒは強度を高めるために添加されることがあるが％ａ
ｌＯＸ未満ではその効果がほとんどなく、１００％を越
えると低温靭性を著しく劣化させるのでα１０〜ＬＯＯ
％の範囲に限定した。

延方向に直負の方向の衝−吸収エネルギーを増加させる
ために添加されることがあるが、α０２０％を越えると
鋼板の表面および内部欠陥を多発するのでα０２ＧＸ以
下に限定した＝ Ｃａ　： ＣｍもＲＩＣＭ　　とほぼ同一効果が□あるが、（１０
１０％を越えると鋼板の表面および内部欠陥を□多発す
るのでａｏｌＯＸ以下に限定した。

本発明に使用されるスラブは上記必須限定成分のほか、
必要により選択添加される元素のほかは、残□部は実質
的にＦｅより鹸るものである。　　□′次に本発明にお
ける制御圧延の限定理由について説明する。

先づスラブの厚さを３００■から最終成品厚さの３倍ま
でと規制したのは、スラブ厚さが３００ｍを越えると一
制圧延開始温度までの冷却に長時間を要し、その間にＮ
ｂの炭・窒化物が析出してしまい制御圧延による強度と
靭性の向上が達成されなくなる。またスラブ厚さが最終
成品□厚さの３倍未満め場合には効果的な制御圧延が行
えないからである。　　　　　　　　　　□ また、本発明において使用するスラブを連続鋳造スラブ
と限定したのは、造塊、もしくは分塊圧延法をとる場合
には、３０〇−以下め厚さを有する銅塊を得ようとすれ
ば鋼塊の寸法が着し゛（小さくな９、歩留の低下のみな
らず加熱および圧延能率の低下が生じて著しくコスト＾
となるからそあって連続鋳造法によ葛湯合は上記寸法ス
ラブを得易いからやある。　　　　　　　　　　　　　
□次に圧延−のスラブを必要により２０分以内の保温も
しくは加熱を打なうのは、スラブめ厚さが小の場合はそ
の表面、裏面および端部の冷却速度が大で均一な圧延が
困難であるために冷却し易い部分の保温もしくは加熱を
図るものである。而してその魁要時間を２０分以内と規
制したのは２０分を越すとＮｂの炭・窒化物が析出して
しまい、低温領域での圧下量を増大しても所望の高強度
、高靭性が得られなくなるからである。従ってスラーブ
の厚さが大の場合には上記の保温もしくは加熱が不要で
ある。

粗圧延を行なう場合、その開始温度を１０００〜８００
℃と限定したのは、この温度をはずれて８００℃未満も
しくは１０００℃を越す粗圧延開始温度では低温靭性の
劣化が著しいからである。

粗圧延を実施する場合、粗圧延終了から仕上圧延開始ま
での経過時間を６０秒以内と規制したのは、６０秒を越
えると１粒の粗大化が生じ低温靭性が劣化するからであ
る。

粗圧延後に仕上圧延を行なう場合の圧延開始温度を１０
００〜７５０℃の範囲に限定・したり、は、この上限、
下限をはずれるときには低温靭性σ劣化が大きいからで
ある。

また、粗圧延を実施する場合および省略する場合のいず
れの場合においても、９５０℃以下の温度領域における
圧下率を６０％以上と規制したのは、下記、本発明者等
の実験結果より明らかな如く、上記圧下率を６０％以上
とし、圧延中の各／叱ス間で再結晶を起さない圧下率、
いわゆる未再結晶累積圧下率を増大させて、強度を増加
させた場合のみ、時効前の鋼管の低温靭性が良好であり
、またひずみ時効による劣化が少ないからである。

すなわち、本発明者らは、ＣＩα０７％、ｓｉ　ｔα２
４％、Ｍｎ：１６７％、Ｐ：α０１５％、Ｓ：α００２
％、Ｎｂ　　ｌα０４０％、′Ｖ８α０７０％、Ａｚｓ
ａｏｚａ％、を含み残部が実質的にＦ＠より成る組成の
スラブを用い、粗圧延開始温度が１０００〜８８０℃、
仕上圧延終了温度が７３０〜６９０℃、巻取温度が５８
０〜５２０℃の条件で製造した熱延鋼帯から成形した外
径１０１６ｍ、肉厚１４３ｍの３００℃×２分の時効処
理前後の　　□スパイラル鋼管について、９５０℃以下
の温度領域における圧下率と、管軸に対して直角方向の
２■Ｖノツチフルサイズシヤルピー試験における破面遷
移温度マＴｒｓおよび一８０℃における吸収エネルギー
ｋｒ、ｍ　　（マＩＣ−５ｏ／との関係を調査し、その
結果を添付図面に示した８図面から明らかな如＜、９５
０℃以下の温度領域における圧下率が大となるに従って
シャルピー破面遷移温度が下降し、低１１＠性が大とな
る傾向を示すが、圧下率が６０Ｘ未満となるとシャルピ
ー破面遷移温度が上昇し、低温靭性が著しく劣化するこ
とを示しているので、９５０℃以下の圧下率を６０％以
上と規制した。

仕上圧延終了温度をＡｒ３〜６５０℃としたのは、終了
温度がこの範囲からはずれるときには低温靭性が著しく
劣化するからであ°る。

巻取温度を７００〜４５（ｌとしたのは１巻取温度が７
００Ｃを越えると結晶粒の輯大迄による強度の低下と低
温靭性の劣化を生じ、４５０℃＊満のときには加工組織
の残存および上８部ベイナイトの生成による低温靭性の
著しい劣化が生ずるからである。

鋼管成形後の時効処理の加熱温度を１００〜４００℃に
規制したのは、１００℃未満では十分な時効硬化が起こ
らず、一方４００℃を越えると過時効による軟化が著し
く、いずれにしても強度を上昇させる効果が乏しく、本
発明の目的を達成できないので温度範囲を１００〜４０
０℃に規制した。

また１時効処理に要する時間はα５〜１２０分程度が有
効である。ａ５分未満では時効硬化が十分でなく、時効
処理時間１２０分で時効による硬化は十分に飽和し、１
２０分を越えると過時効により、逆に強度が低下する場
合を生じ得るからである。

なお時効処理の加熱は電気炉、ガス炉、誘導加熱装置の
いずれを使用してもよ（、また鋼管を回転させながらバ
ーナーで加熱することも可能である。

上記の如く、本発明は鋼の成分組成を限定した連続鋳造
スラブを使用し、本発明特有ρ制御圧延を実施し、その
熱延鋼帯から造営し時効処理を行うことにより、低温靭
性にすぐれたＡＰＩ規格Ｘ８０級鋼管を得ることができ
た。

実施例　７ 化学組成がすべて本発明の限定組成を満足する連続鋳造
スラブを使用し、本発明の要件を満足する保温もしくは
加熱を行った後制御圧延した後巻取り造管、時効処理し
た本発明鋼管と、本発明の要件のいずれかを満足しない
比較鋼管について、管軸に直角方向の降伏応力、引張強
さ等の強度および常温ならび低温における靭性の比較試
験を行った。この比較試験の条件および結果は第１表に
示すとお９である。なお、比較鋼管において本発明の要
件を満足しない処理条件にはアンダーラインを付した。

すなわち本発明による供試材Ａ−Ｌ鋼から連続鋳造法に
よって７２〜１４３■厚さのスラブを製造し、ＩＩＩ表
に示す圧延条件および粗圧延開始温度９５０〜９００℃
、仕上圧延終了温度７３°・０〜６９０℃にて圧延し、
１４３５ｗ＊厚の熱延鋼帯を製造した。この熟砥銅帯か
ら外径１０１６■のスパラル鋼管を成形し、２５０°Ｘ
４ｍ１ｎ　　または３００’ｘ２ｍｉｎの時効処理を施
した。

一方比較鋼管の供試材Ｍ−Ｘ鋼においては、化学組成は
本発明の要件を満足し、肉厚−と外径は本発明銅管と同
一であるが、スラブの加熱条件、制御圧延条件、鋼管の
時効処理条件等の少くとも一つが本発明の要件を満足し
ないものである。

なお第１表における本発明鋼管りのみは粗圧延を行わず
９００℃にて直ちに仕上圧延を開始したものであり、そ
の他の供試材はいずれも粗圧延終了後、仕上圧延を開始
したものである。

第１表より明らかなとおり、本発明による鋼管の降伏応
力および引張応力は比較鋼管のそれらより平均値におい
てすぐれているのみならず極めて安定した高い強度を示
してお゛す、２■Ｖノツチフルすイズ試験片による破面
遷移温度およびシャルピーの吸収エネルギーも本発明鋼
管はほぼ上位に安定しているのに対し比較鋼管の値は矢
きくばらつき、本発明鋼管が低温靭性にすぐれているこ
とが判著した。

上記実施例より明らかな如く、本黙明においては特定組
成の鋼による連続鋳造スラブを使用し、ホットストリッ
プ１ルによる制御圧延においては、低温領域での長時間
加熱を回避して、低温における高圧下率にて仕上圧延を
合うことが可能となり、更に銅帯の冷却条件、鋼管の時
効条件を規制するεとにより低温靭性のすぐれたＡＰＩ
規格Ｘ８０級内管を得ることができた。

【図面の簡単な説明】

添付図面は本発明による組成スラブの９５（１以下の温
度領域における圧下率とスパイラル鋼管のシャルピー破
面遷移温度およびと一８０℃におけるシャルピー吸収エ
ネルギーとの関係を示す相関図である。 代理人中路武雄 □１

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ０）重量比にてＣＩ　０．１５％以下、Ｓｌ　：α７０
   ％以下、Ｍｎ　ｔα５０〜２に５０％、Ｐ：α０２５％
   以下、Ｓ・α０−０５％以下、Ｎｂ　・α０１〜０．１
   ５％、Ａｚ＋ｏ、ｏ’ｙｏ％□以下を含有し更に必要ニ
   ヨリＶ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜α
   １５０Ｘ′、Ｚｒ　’　ＱＯ０５〜（１１５０Ｘ、Ｍ。 １ＬＯ５〜α５０％、Ｃｕ　　ｓ　α１０−１００％、
   のうちから選ばれた１種また゛は２種以上を含み、残部
   は実質的にＦｅより成る銅のＡＰＩ規格ｘ８０級鋼管の
   製造方法において、３００ｍか−ら最終製品厚さの３倍
   までの厚さを有する連続鋳造スラ、プを製造する段階と
   、前′記スラブをそのまま＜ｓＬ”＜は２０゛分以内保
   温ま゛たは加熱した後部スラブの表面温度が１０００〜
   ８００℃になった時点で粗圧内に９５０〜７５０℃の温
   度範囲で仕上圧延を開る段−と、９前町熟延鋼帯を７５
   ０〜４５０Ｃの温度範囲で一敢る段階と、前記巻取った
   熱延鋼帯を鋼管に成形する段階と、前記鋼管を１００〜
   ４００℃の温度範囲で時効処理を施す段階と、を有して
   成ることを特徴とする低温靭性にすぐれたＡＰＩ規格Ｘ
   ＳＯ級−曽の製麺方法。 （２）重量比にてＣ！α１５％以下、８１１α７゜％以
   下、Ｍｎ　：　０．５Ｏ−１５０Ｘ、ｐ＋ｏ、ｏｚｓ％
   以下、Ｓ、＋　（１００５％以下、Ｎｂ：　α０１〜ａ
   １５％、Ａｔ・０．０７０％以下を含有し門に必要によ
   りＶｉＯ，０１〜（１１５％、’Ｔｉ　　＋α００５〜
   ０．１５０％、Ｚｒ　　：　α００５〜ａｌ　５０Ｘ、
   Ｍｏ５ａ０５〜０．５０Ｘ、ｊｕ　！　ｍｘｏ〜Ｌｏｏ
   ｘ、Ｎｌ　・うちから選ばれた１種または２種以上を含
   み、残部は実質的にＦｅより成る鋼のＡＰＩ規格Ｘ８０
   級鋼管の製造方法において、３００■から最終成品厚さ
   の３倍までの厚さを有する連続鋳造スラブを製造する段
   階と、前記スラブをそのままもしくは２０分以内保温ま
   たは加熱した後、該スラブの表面温度が１０００〜７５
   ０℃になった時点で仕６５０℃の温度範囲で仕上圧延を
   終了する段階と、前記熱延鋼帯を７５０〜４５０℃の温
   度範囲で巻取る段階と、前記巻取った熱延鋼帯を鋼管に
   成形する段階と、前記鋼管を１００〜４００℃の温度範
   囲で時効処理を施す段階と、を有して成ることを特徴と
   する低温靭性にすぐれたＡＰＩ規格Ｘ８０級鋼管の製造
   方法。