WO2019058424A1 - 鋼管及び鋼板 - Google Patents

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原　卓也
篠原　康浩
泰志 藤城
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling

Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe and a steel plate constituting the same.
  • Patent Document 4 shows a steel pipe in which a base steel plate formed into a tubular shape is seam-welded, and the base steel plate is, by mass%, C: 0.010 to 0.050%, Si: 0.01 to 0 .50%, Mn: 0.50 to 2.00%, S: 0.0001 to 0.0050%, Ti: 0.003 to 0.030%, Mo: 0.10 to 1.50%, B: 0.0003 to 0.0030%, including O: 0.0001 to 0.0080%, P: not more than 0.050%, Al: not more than 0.020%, the balance being iron and unavoidable impurities Has a component composition, Ceq of 0.30 to 0.53, Pcm of 0.10 to 0.20, element content of 10C + 100Al + 5Mo + 5Ni ⁇ 3.3, metallographic structure of base steel plate is area ratio 20% or less polygonal ferrite and 80% or more area ratio baina High strength thick line pipe welded steel pipe excellent in low temperature toughness characterized in that the effective crystal grain size is 20 ⁇ m
  • a steel plate When a steel plate is processed by a UO process to produce a steel pipe, generally, the steel plate ends are butted and seam welded by arc welding. Usually, submerged arc welding is performed a plurality of times from the inner surface and the outer surface to seam weld the steel plate end. In this case, a heat affected zone (Heat Affected Zone) in which crystal grains are coarsened by the heat input of the preceding welding.
  • HAZ heat affected zone
  • HAZ may sometimes be referred to as “HAZ”), and the crystal grain may be further coarsened by the heat input of the trailing welding. This reduces the HAZ toughness.
  • An object of the present invention is to improve the tensile strength, the yield strength and the low temperature toughness (in particular, the toughness at a low temperature environment of -60 ° C. or less) of the base material and the low temperature toughness of the welded portion. , And an object of the present invention is to provide a steel plate constituting the same.
  • a metal structure in the plate thickness direction is (1) a surface layer which is a region from the surface to a depth of 1 mm, (2)
  • the steel plate strength is controlled by controlling at three parts of 1/4 t part (t: board thickness) and (3) 1/2 t part and setting the effective crystal grain size of (z) thickness face to 20 ⁇ m or less.
  • excellent toughness can be secured in a cryogenic temperature environment of -60 ° C or lower. This finding will be explained later.
  • a steel pipe according to an aspect of the present invention has a base material portion made of a cylindrical steel plate, and a welded portion provided in a butt portion of the steel plate and extending in the longitudinal direction of the steel plate,
  • the component composition of the steel plate is, in unit mass%, C: 0.030 to 0.100%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.50 to 2.50%, P: 0.050 % Or less, S: 0.005% or less, Al: 0.040% or less, Ti: 0.003 to 0.030%, O: 0.005% or less, Nb: 0.0001 to 0.20%, N : 0 to 0.008%, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00%, Mo: 0 to 1.00%, Cr: 0 to 1.00%, V: 0 to 0..
  • the metallographic structure of the surface layer which is a region up to, includes 0 to 50% by area ratio of polygonal ferrite, and a balance including one or more of bainite, acicular ferrite, and tempered martensite,
  • the metallographic structure of 1 / 4t part of the steel plate contains 10 to 40% of the polygonal ferrite in area ratio, and the balance containing one or two of
  • N may be 0.001 to 0.008% in unit mass% in the component composition of the steel plate.
  • the component composition of the steel plate is, in unit mass%, Cu: 0.05 to 1.00%, Ni: 0.05 to 1.00 %, Mo: 0.01 to 1.00%, Cr: 0.01 to 1.00%, V: 0.01 to 0.10%, B: 0.0001 to 0.005%, Zr: 0.
  • the component composition of the steel plate may contain, in unit mass%, 0.005% or less of Al.
  • the metallographic structure of the surface layer of the steel plate may contain the tempered martensite in an area ratio of 1% or more.
  • the Pcm may be 0.100 to 0.140.
  • the thickness of the steel plate may be 25.4 mm or more, and the Ceq may be 0.35 to 0.53. .
  • the steel plate according to another aspect of the present invention is the steel plate of the steel pipe according to any one of the above (1) to (7).
  • a low-temperature toughness of a base metal portion and a weld portion particularly a steel pipe having enhanced toughness in a cryogenic temperature environment of -60 ° C. or less, while securing the tensile strength and yield strength of the base metal portion
  • the steel plate which comprises is obtained. Therefore, according to the present invention, it is possible to provide, for example, a high strength steel plate and a high strength steel pipe for a pipeline installed in a cryogenic environment.
  • the steel pipe 1 according to the present embodiment is, as shown in FIG. 6, a steel plate 2 constituting a base material portion of the steel pipe 1, and a welded portion provided at a butt portion of the steel plate and extending in the longitudinal direction of the steel pipe. And three.
  • the base portion has, for example, a cylindrical shape.
  • the steel pipe 1 according to the present embodiment is obtained by forming the steel plate 2 into a cylindrical shape, and then abutting and welding both ends of the steel plate 2.
  • C 0.030 to 0.100% C is an element essential to the improvement of the steel plate strength. If the C content is less than 0.030%, the strength improvement effect can not be sufficiently obtained, so the C content is made 0.030% or more.
  • the C content is preferably 0.040% or more, more preferably 0.050% or more.
  • the weldability (the ability of the steel plate to form a welded portion having strength and toughness capable of withstanding low temperature environments), in particular the weld portion toughness, is reduced. Is less than 0.100%.
  • the C content is preferably 0.085% or less, more preferably 0.075% or less or 0.070% or less.
  • Si 0.01 to 0.50% Si is an element having a deoxidizing effect and contributing to the improvement of the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. If the Si content is less than 0.01%, the above effects can not be sufficiently obtained, so the Si content is made 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more.
  • the Si content exceeds 0.50%, the weldability, particularly the weld zone toughness decreases, so the Si content is made 0.50% or less.
  • the Si content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less.
  • Mn 0.50 to 2.50% Mn is an element that contributes to the improvement of strength and toughness. If the Mn content is less than 0.50%, the above-mentioned effects can not be sufficiently obtained, so the Mn content is made 0.50% or more.
  • the Mn content is preferably 0.80% or more, more preferably 1.00% or more.
  • the Mn content exceeds 2.50%, the weld zone toughness decreases, so the Mn content is made 2.50% or less.
  • the Mn content is preferably 2.35% or less, more preferably 2.20% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an element which remains in the steel sheet as an impurity and segregates at grain boundaries to impair toughness.
  • the P content exceeds 0.050%, the steel plate toughness significantly decreases and the weld zone toughness also decreases, so the P content is made 0.050% or less.
  • the P content is preferably 0.030% or less, more preferably 0.025% or less.
  • the lower limit of the P content is 0%. However, if the P content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost of the steel pipe may increase significantly, so the lower limit value of the P content may be made 0.0001%.
  • S 0.005% or less S is an element which remains on the steel plate as an impurity and forms MnS at the time of hot rolling of the steel plate. MnS causes cracking and impairs toughness. If the S content exceeds 0.005%, the steel plate toughness significantly decreases and the weld zone toughness decreases, so the S content is made 0.005% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or less, more preferably 0.001% or less.
  • the lower limit of the S content is 0%. However, if the S content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost of the steel pipe may increase significantly, so the lower limit value of the S content may be set to 0.0001%.
  • Al 0.040% or less
  • Al is a deoxidizing element. If the Al content exceeds 0.040%, an excessive amount of oxide is formed to lower the cleanliness of the steel sheet and the toughness decreases, so the Al content is made 0.040% or less.
  • the toughness of the weld zone of a steel pipe and HAZ improves, so that Al content is small, Preferably Al content is 0.035% or less, More preferably, it is 0.030% or less. When it is desired to particularly improve the HAZ toughness, the Al content may be 0.005% or less.
  • the deoxidizing effect of Al is not essential for the steel pipe according to the present embodiment, so the lower limit of the Al content is 0%. However, about 0.001% of Al may be mixed into the steel sheet from the steel material and / or in the steelmaking process. If the Al content is reduced to less than 0.001%, the manufacturing cost of the steel pipe will increase significantly, so the lower limit value of the Al content may be set to 0.001%.
  • Ti 0.003 to 0.030%
  • Ti is an element that contributes to the improvement of toughness by forming carbonitrides to refine crystal grains. If the Ti content is less than 0.003%, the above-mentioned effects can not be sufficiently obtained, so the Ti content is made 0.003% or more.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.008% or more.
  • the Ti content exceeds 0.030%, carbonitrides are excessively formed to lower the steel plate toughness and the weld zone toughness, so the Ti content is made 0.030% or less.
  • the Ti content is preferably 0.027% or less, more preferably 0.025% or less.
  • O 0.005% or less
  • O is not required for the steel pipe according to the present embodiment, so the lower limit of the O content is 0%.
  • O is an element which remains approximately 0.0001% in the steel sheet after deoxidation. If the O content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost of the steel pipe will increase significantly, so the O content may be 0.0001% or more.
  • the O content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0030% or more.
  • O content exceeds 0.005%, oxides are formed to reduce the cleanliness of the steel sheet and the toughness is reduced. Therefore, O is made 0.005% or less.
  • the O content is preferably 0.004% or less, more preferably 0.003% or less.
  • Nb 0.0001 to 0.20%
  • Nb is an element that forms carbides and nitrides and contributes to the improvement of the strength. If the Nb content is less than 0.0001%, the above-mentioned effects can not be obtained sufficiently, so the Nb content is made 0.0001% or more.
  • the Nb content is preferably 0.0005% or more.
  • the Nb content exceeds 0.20%, coarse carbonitrides are formed and the cryogenic toughness decreases, so the Nb content is made 0.20% or less.
  • the Nb content is preferably 0.10% or less.
  • the component composition of the steel plate of the steel pipe according to the present embodiment is, in addition to the above elements, N, Cu, Ni, Mo, Cr, V, B, Zr, Ta, Mg, Ca, REM, as long as the characteristics thereof are not impaired.
  • One or more optional elements selected from the group consisting of Y, Hf, Re, and W may be included.
  • the lower limit value of the content of each of these arbitrary elements is 0%.
  • the lower limit values that are not 0% of the arbitrary elements described below are all preferable lower limit values.
  • N 0.001 to 0.008%
  • N is an element that forms a nitride and contributes to the refinement of the austenite grain size when the steel sheet is heated. It is preferable that the N content be 0.001% or more because the above-mentioned effects can be sufficiently obtained. The N content is more preferably 0.003% or more.
  • the N content exceeds 0.008%, excessive precipitated nitrides are accumulated to lower the steel plate toughness and weld zone toughness, so the N content is made 0.008% or less.
  • the N content is preferably 0.006% or less.
  • Cu 0.05 to 1.00%
  • Cu is an element that contributes to the improvement of the strength.
  • the Cu content is more preferably 0.07% or more.
  • the Cu content exceeds 1.00%, the hot workability decreases and the cryogenic toughness decreases, so the Cu content is 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably 0.70% or less.
  • Ni 0.05 to 1.00%
  • Ni is an element that contributes to the improvement of strength and toughness. If the Ni content is less than 0.05%, the above-mentioned effects can not be sufficiently obtained, so the Ni content is made 0.05% or more. The Ni content is more preferably 0.08% or more. On the other hand, when the Ni content exceeds 1.00%, not only the above-mentioned effects are saturated but also the weldability of the steel sheet is reduced, so the Ni content is made 1.00% or less. The Ni content is preferably 0.50% or less.
  • Mo 0.01 to 1.00%
  • Mo is an element that enhances the hardenability and contributes to the improvement of the strength.
  • the Mo content is more preferably 0.05% or more.
  • the Mo content exceeds 1.00%, the strength increases too much and the toughness decreases, and the weldability, particularly the cryogenic toughness also decreases, so the Mo content is made 1.00% or less.
  • the Mo content is preferably 0.50% or less.
  • Cr 0.01 to 1.00% Cr is an element that enhances the hardenability and contributes to the improvement of the strength.
  • the Cr content of 0.01% or more is preferable because the above-mentioned effects can be sufficiently obtained.
  • the Cr content is more preferably 0.05% or more.
  • the Cr content is set to 1.00% or less.
  • the Cr content is preferably 0.50% or less.
  • V 0.01 to 0.10%
  • V is an element which forms carbides and nitrides and contributes to the improvement of the strength. It is preferable that the V content be 0.01% or more because the above-mentioned effects can be sufficiently obtained.
  • the V content is more preferably 0.03% or more.
  • the V content is made 0.10% or less.
  • the V content is preferably 0.07% or less.
  • B 0.0001 to 0.005%
  • B is an element that forms a solid solution in steel to enhance the hardenability and contributes to the improvement of the strength. It is preferable that the B content be 0.0001% or more because the above-mentioned effects can be sufficiently obtained. The B content is more preferably 0.0003% or more.
  • the B content exceeds 0.005%, coarse BN precipitates and the cryogenic toughness of the welded portion decreases, so the B content is made 0.005% or less.
  • the B content is preferably 0.004% or less, more preferably 0.003% or less.
  • Zr 0.0001 to 0.050%
  • Zr is an element that contributes to the improvement of toughness by controlling the shapes of sulfides and oxides.
  • the Zr content of 0.0001% or more is preferable because the above-mentioned effects can be sufficiently obtained.
  • the Zr content is more preferably 0.0010% or more.
  • the Zr content exceeds 0.050%, coarse sulfides and oxides are formed and the processability decreases, so the Zr content is made 0.050% or less.
  • the Zr content is preferably 0.030% or less.
  • Ta 0.0001 to 0.050%
  • Ta is an element that forms carbides, nitrides, and the like and contributes to the improvement of the strength.
  • the Ta content is more preferably 0.0010% or more.
  • the Ta content exceeds 0.050%, coarse carbonitrides are formed and the toughness is reduced, so the Ta content is made 0.050% or less.
  • the Ta content is preferably 0.035% or less.
  • Mg 0.0001 to 0.010%
  • Mg is an element which controls the form of sulfide inclusions and contributes to the improvement of toughness.
  • the Mg content is more preferably 0.0010% or more.
  • the Mg content exceeds 0.010%, oxides are formed to lower the cleanliness of the steel and the toughness decreases, so the Mg content is made 0.010% or less.
  • the Mg content is preferably 0.005% or less.
  • Ca 0.0001 to 0.005%
  • Ca is an element which controls the form of sulfide inclusions and contributes to the improvement of toughness.
  • the Ca content is more preferably 0.0010% or more.
  • the Ca content exceeds 0.005%, oxides are formed to lower the cleanliness of the steel and the toughness decreases, so the Ca content is made 0.005% or less.
  • the Ca content is preferably 0.004% or less.
  • REM 0.0001 to 0.005%
  • the term "REM” refers to a total of 16 elements consisting of Sc and lanthanoid, and the term “content of REM” means the total content of these 16 elements.
  • REM is a general term for an element group that contributes to the improvement of toughness by controlling the form of sulfide inclusions.
  • the REM content is more preferably 0.0010% or more.
  • oxides are formed to lower the cleanliness of the steel and the toughness decreases, so the REM content is made 0.005% or less.
  • the REM content is preferably 0.002% or less.
  • Y, Hf, and Re are elements contributing to the improvement of the hot workability. It is preferable that the content of any one or more of Y, Hf, and Re be 0.0001% or more, because the above-mentioned effects can be sufficiently obtained. More preferably, the content of any one or more of Y, Hf, and Re is 0.0010% or more.
  • the content of Y, Hf, or Re exceeds 0.005%, the alloy cost increases and the productivity decreases, so the content of each of Y, Hf, and Re is 0.005% or less.
  • the content of each of Y, Hf, and Re is 0.002% or less.
  • W 0.0001 to 0.005%
  • W is an element that contributes to the improvement of strength by solid solution strengthening. It is preferable that the W content be 0.0001% or more, because the above-mentioned effects can be sufficiently obtained.
  • the W content is more preferably 0.0010% or more.
  • the productivity is lowered due to precipitation or segregation, so the W content is made 0.005% or less.
  • the W content is preferably 0.002% or less.
  • the balance other than the above elements contains Fe and impurities.
  • the impurities are elements which are mixed in from the steel raw material and / or in the steel making process and remain in the steel plate within the range not to impair the steel plate characteristics and the steel pipe characteristics.
  • each of Sb, Sn, Co, and As may remain 0.10% or less
  • each of Pb and Bi may remain 0.005% or less
  • H may remain 0.0005% or less Good.
  • the steel pipe according to the present embodiment is a welded steel pipe including a steel plate and a welded portion obtained by welding the steel plate.
  • a component composition that carries toughness to withstand the cryogenic environment, a metallographic structure, and mechanical properties (the composition of the steel plate As described above, the metallographic structure and mechanical properties of the steel sheet will be described later.)
  • the welds also need to have strength and toughness that can withstand the cryogenic environment.
  • Ceq carbon equivalent
  • Pcm welding crack
  • Ceq 0.30 to 0.53 Ceq (carbon equivalent) is one of the indicators indicating the weldability of a steel plate.
  • the welded portion of the steel pipe according to the present embodiment it is necessary to secure strength and toughness that can withstand the extremely low temperature environment similarly to the base steel plate of the steel pipe. .
  • Ceq [C] + [Mn] / 6 + ([Ni] + [Cu]) / 15 + ([Cr] + [Mo] + [V]) / 5
  • an element symbol enclosed by parentheses indicates the content in the component composition of the steel plate in unit mass% of the element relating to this.
  • Ceq is less than 0.30, the required structure can not be obtained in the welded portion, and it is difficult to secure the strength that can withstand the cryogenic environment, so the Ceq is set to 0.30 or more. Ceq is preferably 0.35 or more.
  • Ceq if Ceq exceeds 0.53, the weld has too high strength and it is difficult to secure weldability of the weld, particularly low temperature toughness, so Ceq should be 0.53 or less. Ceq is preferably 0.48 or less.
  • Pcm 0.100 to 0.165
  • Pcm defined by the following equation (2) is 0.100 to 0.165 I assume.
  • Pcm [C] + [Si] / 30 + ([Mn] + [Cu] + [Cr]) / 20+ [Ni] / 60 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 ⁇ [B]. 2)
  • the symbol of the element enclosed in parentheses indicates the content in the component composition of the steel plate in unit mass% of the element relating to this.
  • Pcm is an index that indicates the crack sensitivity of the weld and is calculated based on the amount of elements that affect the weldability.
  • Pcm is 0.100 or more.
  • Pcm is preferably 0.120 or more.
  • Pcm since a crack may generate
  • the metal structure responsible for the mechanical properties is important.
  • the metal structure and thickness of the surface layer which is a region from the surface to a depth of 1 mm
  • the effective grain size in the plane is specified
  • the metal structure of 1/4 t part (t: board thickness) of the plate thickness and 1/2 t part (t: board thickness) of the plate thickness (3)
  • the basic idea is to toughen the entire steel plate by defining the hardness distribution in the thickness direction.
  • the 1/4 t part refers to a position at a depth of 1/4 of the thickness t of the steel plate from the surface of the steel plate and its vicinity (or a depth of 1/4 of the thickness t of the steel plate from the surface of the steel plate 2 mm thick) with the position as the central plane), and 1 / 2t part is the position of the depth of 1/2 of the thickness t of the steel plate from the surface of the steel plate (namely the central plane of the steel plate) and its vicinity (Or, a region of 2 mm in thickness centering on a position at a depth of 1/2 of the thickness t of the steel plate from the surface of the steel plate).
  • the metal structure is defined in each of three portions in the thickness direction (i.e., the surface layer, 1/4 t portion, and 1/2 t portion).
  • the thickness of the steel plate is not limited to a specific thickness as long as the required metal structure can be formed at the above three portions. However, as described later, by setting the thickness of the steel plate to 25.4 mm or more, the steel pipe according to the present embodiment can exhibit remarkable superiority over existing steel pipes.
  • the metal structure (especially polygonal ferrite amount etc.) of each part of the steel plate may be different in each of the surface layer, 1/4 t part, and 1/2 t part, it further has polygonal ferrite along the thickness direction in each part There may be differences in quantity.
  • the polygonal ferrite amount average value in each portion of the steel plate is within the predetermined range, it is considered that the requirement regarding the polygonal ferrite amount of the steel pipe of the steel plate according to the present embodiment is satisfied.
  • the method of forming the metal structure will be described later.
  • the metallographic structure of the region (i.e., the surface layer) from the surface to the depth of 1 mm of the steel plate of the steel pipe according to this embodiment is (a) polygonal ferrite of 0 to 50% in area ratio, (B) Bainite, acicular ferrite, and the balance containing one or more of tempered martensite.
  • the surface of the steel pipe directly exposed to the cryogenic environment needs to have high mechanical properties that can withstand the cryogenic environment. For example, cracks generated on the surface of a steel pipe, even if minute, become a starting point of failure in a cryogenic environment. Therefore, the steel pipe exposed to the cryogenic environment needs to be provided with a surface layer that is less likely to be cracked, and / or a surface layer that is less likely to propagate even if a crack or crack occurs.
  • the metal structure of the surface layer (hereinafter sometimes simply referred to as "surface layer") which is a region from the surface to a depth of 1 mm is 0 to
  • the metal structure includes 50% polygonal ferrite, and (b) bainite, acicular ferrite, and the balance containing one or more of tempered martensite.
  • the depth of the high mechanical property area in which the metallographic structure is within the above range is less than 1 mm, the thickness of the high mechanical property area is too thin, and the mechanical property that can withstand the cryogenic environment is extended for a long time It becomes difficult to maintain. Therefore, the area to which high mechanical properties are to be imparted was determined to be 1 mm deep from the surface. That is, in the steel plate of the steel pipe according to the present embodiment, in the surface layer, a metallographic structure capable of maintaining mechanical characteristics that can withstand the extremely low temperature environment for a long time is formed.
  • the area ratio of soft polygonal ferrite exceeds 50% in the metallographic structure of the surface of the steel sheet, it becomes difficult to secure the required strength and hardness using the remaining structure in the surface of the steel sheet.
  • the area ratio of polygonal ferrite in the metallographic structure is 50% or less.
  • the area ratio of polygonal ferrite in the metallographic structure of the surface layer of the steel sheet is preferably 45% or less, 42% or less, or 40% or less.
  • the area ratio of polygonal ferrite in the metallographic structure on the surface of the steel sheet is 0%, the required structure can be secured by the remaining structure, so the lower limit value of the area ratio of polygonal ferrite in the metallographic structure on the surface of the steel sheet is It is 0%.
  • the area ratio of polygonal ferrite in the metallographic structure of the surface layer of the steel sheet may be defined as 2% or more, 5% or more, or 8% or more.
  • polygonal ferrite is observed as an optical microscopic structure as a white massive structure which does not contain coarse precipitates such as coarse cementite and MA in the grains.
  • bainite has a clear austenite grain boundary, a fine lath structure is developed in the grain, and fine carbides and austenite-martensitic hybrids are formed in and between laths. Interspersed structure or former austenite grain boundary is clear, and in the grain, there is a white massive structure and a structure in which carbide and austenite-martensitic hybrid are dispersed around it.
  • the acicular ferrite has unclear former austenite grain boundaries, needle-like ferrites are formed in random crystal orientation in the grains, and carbides are also austenite-martensitic hybrids Is an organization that does not include
  • the tempered martensite is tempered martensite that can be identified by an ordinary method.
  • the remaining part of the metal structure contains one or more of bainite, acicular ferrite, and tempered martensite.
  • the balance of the metallographic structure on the surface of the steel sheet is made of only one or more of bainite, acicular ferrite and tempered martensite.
  • other structures and inclusions may be included in spots (for example, processed ferrite). In this case, if the total area ratio of polygonal ferrite and one or more of bainite, acicular ferrite and tempered martensite in the surface layer of the steel sheet is 99% or more, other structures and inclusions are acceptable. .
  • the metal structure of the 1/4 t portion of the steel plate of the steel pipe according to the present embodiment is (a) an area ratio of 10 to 40% polygonal ferrite, (B) containing the balance containing one or two of bainite and acicular ferrite.
  • the 1/4 t and 1/2 t metal structures are important in forming a metal structure responsible for mechanical properties that can endure the cryogenic environment, in particular, cryogenic toughness. It is because the site
  • a metallographic structure is formed comprising ⁇ 40% of polygonal ferrite and (b) the balance including one or two of bainite and acicular ferrite.
  • the area ratio of polygonal ferrite in 1 ⁇ 4 t part is preferably 15% or more, 18% or more, 20% or more, or 25% or more.
  • the area ratio of polygonal ferrite in the 1/4 t part of plate thickness is 40% or less.
  • the area ratio of polygonal ferrite at a plate thickness of 1 ⁇ 4 t may be 35% or less, or 30% or less.
  • the balance of the 1/4 t portion metal structure includes one or two of bainite and acicular ferrite.
  • This metallographic structure can ensure the required mechanical properties.
  • the balance of the 1/4 t portion metal structure consists of only one or two of bainite and acicular ferrite.
  • other tissues and inclusions may be included in spots. In this case, if the total area ratio of the polygonal ferrite and one or two of the bainite and acicular ferrite in the 1/4 t portion is 99% or more, other structures and inclusions are acceptable.
  • the method of forming the metallographic structure of 1 ⁇ 4 t plate thickness will be described later in conjunction with the method of forming the metallographic structure of the surface layer of the steel sheet.
  • the metal structure of 1/2 t part is (A) 5 to 30% of polygonal ferrite in area ratio, (B) containing the balance containing one or two of bainite and acicular ferrite.
  • a metallographic structure is formed that includes the null ferrite and the balance (b) containing one or two of bainite and acicular ferrite.
  • the area ratio of the soft polygonal ferrite is less than 5% in the metal structure of 1/2 t part, the strength and hardness of the 1/2 t part become excessive and the continuity with the metal structure of 1/4 t part becomes It will be lost and it will become difficult to make variation in mechanical characteristics (strength and hardness) into a predetermined range. Therefore, the area ratio of polygonal ferrite in the metal structure of 1/2 t part is 5% or more.
  • the area ratio of polygonal ferrite in the metal structure of 1/2 t part is preferably 10% or more, or 15% or more.
  • the area ratio of polygonal ferrite in the metal structure of 1/2 t part may be 28% or less or 25% or less.
  • the remainder of the 1/2 t portion metal structure is one or two of bainite and acicular ferrite.
  • This metallographic structure can ensure the required mechanical properties.
  • the remainder of the 1/2 t portion metal structure consists of only one or two of bainite and acicular ferrite.
  • other tissues and inclusions may be included in spots. In this case, if the total area ratio of polygonal ferrite and 1/2 or more of bainite and acicular ferrite in the 1/2 t part is 99% or more, other structures and inclusions are acceptable.
  • the method of forming the metallographic structure of 1/2 t portion will be described later together with the method of forming the metallographic structure of 1 ⁇ 4 t portion and the method of forming the metallographic structure of the surface layer of the steel plate.
  • the steel sheet surface layer and the effective crystal grain size, and further, the 1 / 4t part and the 1 / 2t part metal structure combine to make the machine excellent in a cryogenic environment. Characteristics can be secured.
  • the identification of the tissue of the surface layer is carried out by polishing the cross section of the sample including each part to form a metallic glossy observation surface, and this observation surface is a nital solution (ie, It can be carried out by immersing and etching in 3% nitric acid and 97% ethanol solution) and observing the structure of this observation surface with an optical microscope.
  • the area ratio of polygonal ferrite can be determined by image analysis of optical micrographs of metal structures.
  • Effective grain size of thick plate of steel sheet Effective grain size of thick plate is described above in order to secure excellent toughness in a cryogenic environment. It is important together with the metallographic structure of the steel sheet surface, 1/4 t part, and 1/2 t part.
  • the effective crystal grain size of the plate thickness surface exceeds 20 ⁇ m, the toughness in a cryogenic environment decreases, so the effective crystal grain size of the plate thickness surface is set to 20 ⁇ m or less.
  • the effective crystal grain size of the plate thickness surface is preferably 15 ⁇ m or less.
  • board thickness surface is a cut surface parallel to a steel pipe longitudinal direction and perpendicular
  • the effective crystal grain size is equivalent to a circle of a portion (crystal grain) surrounded by a boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more obtained by analyzing a plate thickness surface using EBSP (Electron Back Scattering Diffraction Pattern). It is the average value of the diameter.
  • the effective crystal grain size may not be uniform in the plate thickness surface, but in that case, the average value of the effective crystal grain sizes in the steel sheet surface layer, 1/4 t part, and 1/2 t part is the steel pipe according to the present embodiment. It can be considered as the effective grain size of the steel sheet.
  • (V) Hardness distribution The mechanical properties of the steel plate of the steel pipe according to the present embodiment in the cryogenic temperature environment are such that the hardness distribution in the thickness direction of the steel plate satisfies the following equation (3) and the surface hardness and 1 ⁇ 2t part If the difference between the hardness and the hardness is 30 Hv or less, the improvement is more remarkable.
  • the cooling rate of the surface layer of the steel plate is larger than the cooling rate of the inside of the steel plate, so the hardness of the surface layer of the steel plate is higher than the hardness of the inside of the steel plate.
  • the toughness of the surface layer of the steel sheet is lower than the toughness of the inside of the steel sheet, and a difference in toughness occurs in the thickness direction, and the steel sheet toughness in a very low temperature environment is significantly reduced.
  • the inventors of the present invention have satisfied the above equation (3) with the hardness distribution in the thickness direction of the steel plate of the steel pipe according to the present embodiment, and the difference between the hardness of the surface layer and the hardness of 1 / 2t part is 30 Hv or less
  • the variation difference in mechanical characteristics in the thickness direction becomes small, and more excellent mechanical characteristics that can withstand the cryogenic environment can be secured.
  • a method of forming a hardness distribution which satisfies the above equation (3) and in which the difference between the hardness of the surface layer and the hardness of 1/2 t part is 30 Hv or less will be described later.
  • the hardness of the surface layer of the steel plate of the steel pipe is, for example, cutting the steel pipe to create a cut surface parallel to the longitudinal direction of the steel pipe and perpendicular to the steel plate surface, and at a position 0.5 mm deep from the surface of the steel plate on this cut surface.
  • 10 points of Vickers hardness measurement are performed at intervals of 1 mm along the longitudinal direction of the steel pipe, and obtained by averaging the measurement results.
  • the hardness of 1/4 t part and the hardness of 1/2 t part are, for example, 1 mm along the longitudinal direction of the steel pipe at the position of depth 1/4 t and the position of depth 1/2 t from the surface of the steel sheet in the cut surface.
  • 10 points of Vickers hardness measurement are carried out at intervals, and obtained by averaging the measurement results. In any Vickers hardness measurement, it is desirable that the load be 10 kg.
  • the steel plate of the steel pipe according to this embodiment that is, the cylindrical base material portion has the above-described structure, it has mechanical properties that endure a cryogenic environment and excellent on-site weldability. Moreover, since the weldability of the steel plate according to the present embodiment is excellent in the weldability of the steel plate, it is excellent in the mechanical characteristics like the steel plate. Therefore, the steel pipe according to the present embodiment is particularly suitable as a steel pipe for pipelines laid in a cryogenic environment.
  • the thickness of the steel plate of the steel pipe according to the present embodiment is not particularly limited. However, when the thickness of the steel plate is 25.4 mm or more and the Ceq of the steel plate is 0.35 to 0.53, the steel pipe according to the present embodiment exhibits a particularly remarkable advantage over the conventional steel pipe. This is because it is difficult to suppress the variation in the metallographic structure and hardness of the steel plate along the thickness direction as the steel plate thickness increases and as the Ceq of the steel plate increases.
  • the steel pipe according to the present embodiment is obtained by the above-described manufacturing method including controlled cooling characterized by controlling the cooling rate inside the steel plate, so even if the plate thickness and Ceq of the steel plate are large, the plate thickness The variation in hardness in the direction is suppressed, and the metallographic structures in the steel plate surface layer, the steel plate 1/4 t portion, and the steel plate 1/2 t portion are made within a predetermined range.
  • the welding heat affected zone of the steel pipe according to the present embodiment is not particularly limited.
  • the steel pipe according to the present embodiment uses a steel plate having high weldability as a base material, so the welding heat affected zone exhibits high strength and high toughness even in a very low temperature environment.
  • the weld metal part of the steel pipe according to the present embodiment is not particularly limited, and the steel sheet according to the present embodiment is welded using a wire and flux for a very low temperature in the technical field to which the steel sheet according to the present embodiment belongs. It is obtained by
  • the method for manufacturing a steel pipe according to the present embodiment includes the steps of heating a steel slab (steel slab) having a chemical component of the steel plate of the steel pipe according to the present embodiment, and hot rolling the steel piece to obtain a thick steel plate.
  • a step of welding the butted end portions of the steel plate for steel pipe that has been formed into a tubular shape the heating temperature of the steel piece in the heating step is 950 ° C.
  • the step of hot rolling is carried out at a rolling ratio of 3 or more in the non-recrystallization temperature range, and hot rolling
  • the rolling finish temperature Tz at Ar is Ar3 point-10 ° C or more
  • the temperature of 1/4 t part of the thick steel plate falls within the range of 650 to 750 ° C in the subsequent reheating step for 1 second
  • Spraying of the cooling water is controlled so that the cooling stop temperature Tb in the first cooling step is 500 ° C. or less on the surface of the thick steel plate so as to be held above, and the cooling rate Vc in the first cooling step is 50 ° C./sec or more, recuperation temperature Tx in the recuperation step is 550 ° C.
  • recuperation rate Vr in the recuperation step is 50 ° C./sec or more
  • Cooling rate of 1 / 4t part of the steel pipe for the steel sheet is ferrite and bainite transformation region, and a cooling rate of 1 / 2t part of the steel pipe steel plate is a ferrite and bainite transformation region.
  • the cooling rate is reduced from the surface of the steel plate to the inside of the steel plate, so that the metallographic structure to be generated is different along the thickness direction.
  • mechanical properties, particularly toughness differ in the thickness direction of the steel sheet. And if this difference is large, the toughness in the cryogenic environment will be greatly reduced.
  • the present inventors can control the difference in the cooling rate in the plate thickness direction by using the recuperation after cooling in the metal structure formed by controlled cooling after hot rolling, and It has been found that proper control can suppress changes in the metallographic structure caused by differences in cooling rates, and ensure mechanical characteristics that can withstand cryogenic temperatures.
  • FIG. 1 schematically shows an example of controlled cooling.
  • A is a cooling curve of the surface layer of the thick steel plate
  • B is a cooling curve of a 1/4 t portion of the thick steel plate
  • C is a cooling curve of a 1/2 t portion of the thick steel plate.
  • the surface layer of thick steel plate refers to the region from the surface of thick steel plate to a depth of 1 mm
  • the 1/4 t portion of thick steel plate refers to the depth of 1/4 thick of thick steel plate from the surface of thick steel plate Position and its vicinity, where 1 / 2t of thick steel plate is the position of depth 1/2 of thickness t of thick steel plate from the surface of thick steel plate (that is, center plane of thick steel plate) It is near.
  • 1 / 2t of thick steel plate is the position of depth 1/2 of thickness t of thick steel plate from the surface of thick steel plate (that is, center plane of thick steel plate) It is near.
  • Component Composition of Steel Piece Same as Component Composition of Steel Plate of Steel Pipe
  • the steel piece which is a material of steel pipe according to the present embodiment is within the range of component composition of steel plate of steel pipe whose component composition is described above. As long as it exists, it is not particularly limited.
  • the manufacturing method of a billet can be suitably selected, considering economy etc.
  • Steel billet heating temperature in hot rolling 950 ° C. or more
  • the steel billet is heated before being subjected to hot rolling.
  • the billet is heated to 950 ° C. or more before being subjected to the hot-rolling.
  • the billet heating temperature is preferably 1000 ° C. or more.
  • the upper limit of the billet heating temperature is not particularly limited, but if the billet heating temperature is too high, the hot rolling temperature in the hot rolling described later may be too high.
  • Hot rolling is carried out in a non-recrystallization temperature range, and here, it is necessary to suppress coarsening of austenite grains, so a billet heating temperature in heating before hot rolling is preferably 1200 ° C. or less.
  • the Ac3 point of the billet is 950 ° C. or higher, it is necessary to heat the billet to at least the Ac3 point before being subjected to the hot rolling in order to hot-roll the billet in the austenite region .
  • the Ac3 point is a temperature at which the transformation from ferrite to austenite is completed when the steel is heated, and varies depending on the chemical composition of the steel.
  • Ac3 points can be approximately calculated based on the following equation (4).
  • the parenthesized element symbol in the formula indicates the content in unit mass% in the component composition of the thick steel plate (that is, the component composition of the steel plate of the steel pipe).
  • Hot rolling is performed on a steel sheet heated to the above-mentioned temperature or more.
  • This hot rolling consists of hot rolling performed in the recrystallization temperature range and hot rolling performed in the non-recrystallization temperature range.
  • the conditions of the hot rolling carried out in the recrystallization temperature range are not particularly limited as long as they do not prevent the hot rolling carried out in the non-recrystallized region from being carried out under the predetermined conditions described later. In the non-recrystallization temperature range, it is necessary to hot-roll at a reduction ratio of 3 or more.
  • the total reduction ratio of all the passes in the non-recrystallization temperature range needs to be 3 or more.
  • the reduction ratio of hot rolling in the non-recrystallization temperature range may be appropriately set according to the desired plate thickness, so the upper limit of the reduction ratio is not particularly limited, but is usually 5 or less.
  • Hot rolling finish temperature (Ar3 point-10 ° C)
  • Super hot rolling finish temperature Tz (° C) is a temperature exceeding Ar3 point-10 ° C, that is, a temperature within the austenite region and a temperature range slightly lower than this (See Figure 1).
  • the hot rolling finish temperature Tz is the surface temperature of the thick steel plate immediately after leaving the last rolling pass in hot rolling.
  • the Ar3 point is the temperature at which the transformation from austenite to ferrite starts when the steel is cooled, and differs depending on the chemical composition of the steel.
  • Ar3 point can be approximately calculated based on the following equation (5).
  • the element symbol enclosed in parentheses indicates the content in unit mass% in the component composition of the thick steel plate (that is, the component composition of the steel plate of the steel pipe), and the symbol “t” is a plate of the thick steel plate in mm Indicates thickness.
  • the hot rolling finish temperature Tz be 3 points or more of Ar, so in FIG. 1, Tz is described as a temperature higher than 3 points of Ar There is.
  • the steel sheet structure before controlled cooling can be substantially austenite after the end of the hot rolling.
  • Ar3 (° C.) 910-310 ⁇ [C] -80 ⁇ [Mn] -20 ⁇ [Cu] -15 ⁇ [Cr] -55 ⁇ [Ni] -80 ⁇ [Mo] +0.35 (t-8) ... (5)
  • the symbol of the element enclosed in parentheses indicates the content in the component composition of the steel plate in unit mass% of the element relating to this.
  • Controlled cooling after hot rolling The surface of the thick steel plate having the hot rolling finish temperature Tz (° C.) is controlled and cooled at a cooling rate Vc to a cooling stop temperature Tb (° C.) less than 500 ° C. (see “cooling curve A” in FIG. 1).
  • the cooling stop temperature Tb is the minimum temperature of the surface of the steel plate in the process of the first cooling and heat recovery, and usually is the temperature of the surface of the thick steel plate at the moment when the injection of the refrigerant to the surface of the steel plate is finished.
  • the cooling rate Vc is a value obtained by dividing the difference between the hot rolling finish temperature Tz and the cooling stop temperature Tb by the time required for the surface temperature of the thick steel plate to drop from the hot rolling finish temperature Tz to the cooling stop temperature Tb. is there. Since the optimum value of the cooling rate Vc varies depending on the rolling finish temperature Tz (° C.) and the steel type, the cooling rate Vc of the surface of the thick steel plate is not particularly limited, but 50 ° C./sec or more is preferable. By this controlled cooling, the metallographic structure of the surface layer of the steel sheet can be brought into the above-mentioned range.
  • the cooling rate Vc of the surface of the thick steel plate is preferably equal to or greater than the critical cooling rate Vc90 defined by the following formula (6) and formula (7).
  • the critical cooling rate Vc90 indicates the minimum cooling rate required to make the structure a martensitic structure.
  • the symbol of the element enclosed in parenthesis indicates the content of the element concerned in unit mass%.
  • the cooling stop temperature Tb (° C) of the surface of the thick steel plate less than 500 ° C
  • the stop temperature Tb (° C.) is less than 500 ° C.
  • the cooling stop temperature Tb (° C.) of the surface of the thick steel plate is preferably Ms point ⁇ 50 ° C. or more and Ms point + 50 ° C. See Figure 1 "cooling curve A").
  • the Ms point is obtained by the following equation (8).
  • the recuperation which arises in a steel plate after the 1st cooling originates in the temperature difference of the steel plate surface and the inside of a steel plate. Therefore, by controlling this temperature difference during the first cooling, the form of recuperated heat can be controlled.
  • the first cooling is carried out by injecting a coolant such as cooling water onto the steel plate
  • the temperature inside the steel plate is the thickness of the steel plate, the hot rolling end temperature Tz, the temperature of the refrigerant, the flow rate of the refrigerant, It is influenced by factors such as the flow velocity of the refrigerant.
  • the control conditions of the refrigerant injection are controlled so that the form of the subsequent recuperation falls within a predetermined range described later. There is a need.
  • the heat recovery temperature Tx is defined as the maximum temperature of the thick steel plate surface at the time of heat recovery
  • the heat recovery rate Vr is the difference between the cooling stop temperature Tb and the heat recovery temperature Tx
  • the thick steel plate surface temperature is the cooling stop temperature Tb It is defined as a value divided by the time required to rise from the temperature to the recuperation temperature Tx.
  • the heat recovery rate Vr of the steel sheet surface is preferably 50 ° C./sec or more.
  • martensite formed on the surface of the steel sheet is tempered, (A) 50% or less of polygonal ferrite in area ratio, (B) Remainder: One or more of bainite, acicular ferrite, and tempered martensite, Can be obtained.
  • the steel sheet surface is reheated to the recuperation temperature Tx (° C.) in the temperature range of 550 to 650 ° C., as shown by the cooling curve B in FIG.
  • the temperature range Tf (° C.) which is a ferrite area of ° C., needs to be held for 1 second or more (see “t” in FIG. 1).
  • soft polygonal ferrite is formed in the plate thickness 1 / 4t, and the metal structure described above is obtained in the plate thickness 1 / 4t. be able to.
  • temperature holding in recuperation includes not only strict isothermal holding but also suppression of the temperature change rate to ⁇ 5 ° C./sec or less. Therefore, the phrase "1/4 t part is held for 1 second or longer in the temperature range Tf in the ferrite region of 650 to 750 ° C" means that the cooling history of the 1/4 t part in the plate thickness is a temperature change in the temperature range Tf. It means having a period in which the speed is suppressed to ⁇ 5 ° C./sec or less for 1 second or more.
  • the temperature holding as described above does not occur at a plate thickness of 1/4 t, and a temperature history such as a broken line in FIG. 1 is generated.
  • the cooling condition in the first cooling is controlled so as to increase the temperature difference between 1 / 2t part and 1 / 4t part, and from 1 / 2t part to 1 / 4t part when recovering heat.
  • the above-mentioned temperature retention can be achieved by causing the heat transfer of
  • the cooling conditions for increasing the temperature difference between the 1 / 2t part and the 1 / 4t part are obtained by performing thermal behavior simulation using an element that can affect the temperature inside the steel sheet as a variable, as described above.
  • the steel plate surface temperature Tx after recuperation is less than 550 ° C.
  • temperature holding of the plate thickness 1/4 t part occurs below the temperature range Tf (° C.), that is, less than 650 ° C. Can not obtain the required metallographic structure. Therefore, the steel plate surface temperature Tx after heat recovery is set to 550 ° C. or more.
  • the steel plate surface temperature Tx is preferably 600 ° C. or more.
  • the steel plate surface temperature Tx after recuperation exceeds 650 ° C.
  • the temperature holding of the 1/4 t portion of the plate thickness occurs over the temperature range Tf (° C.), ie, 750 ° C.
  • the steel plate surface temperature Tx after heat recovery is set to 650 ° C. or less.
  • the steel plate surface temperature Tx is preferably 630 ° C. or less.
  • Cooling after recovery (second cooling) After recuperation, (Ii-1)
  • the surface layer of the thick steel plate may be cooled as it is, or may be cooled again to room temperature after reheating after cooling once, (Ii-2) 1/4 t of the thick steel plate is cooled at a cooling rate entering the ferrite and bainite transformation zone in a temperature range of at least 600 to 500 ° C., (Ii-3) 1/2 t of the thick steel plate is cooled at a cooling rate at which it enters a ferrite and bainite transformation zone in a temperature range of at least 600 to 500.degree.
  • the method of manufacturing a steel pipe according to the present embodiment it is necessary to control the temperature inside the thick steel plate (1 ⁇ 4 t part and 1 ⁇ 2 t part), but it is difficult to measure the temperature history inside the thick steel plate It is.
  • the measurement of the temperature history inside the thick steel plate can be done, for example, by carrying out various manufacturing processes with the temperature measuring means such as a thermocouple disposed inside the thick steel plate, but this greatly impairs the productivity of the steel pipe . Therefore, a simulation is performed based on some measured data obtained by the above-described means etc. to estimate the internal temperature history of the thick steel plate, and the manufacturing conditions, particularly the injection conditions of the cooling medium, are determined based on this estimated value. You may. Even in the operation based on the estimated value, the steel pipe according to the present embodiment can be obtained.
  • the hardness Hv is a hardness measured at a weight of 10 kg.
  • the hardness distribution from the surface layer to the 1/2 t portion of the steel plate is uniformed, and the hardness difference from the surface layer to the 1/2 t portion is less than 20 Hv. .
  • the reduction in hardness at 1/2 t part is caused by the presence of polygonal ferrite of 30% or less in area ratio at 1/2 t part. This reduction in hardness does not significantly affect the cryogenic toughness of the steel sheet. However, when the area ratio of polygonal ferrite at 1/2 t part exceeds 30%, it is difficult to secure sufficient Charpy absorbed energy at 1/2 t part.
  • the Charpy absorbed energy at -60 ° C is secured at 200 J or more, and the DWTT ductility fracture rate is 85% The above can be secured.
  • the means for forming the steel plate for steel pipe is not particularly limited, but cold working is preferable in terms of dimensional accuracy. Warm working or hot working can also be used.
  • both end portions of the steel plate for steel pipe formed into a tubular shape are butted and welded.
  • the welding means is also not limited to a particular weld, but submerged arc welding is preferred.
  • the welded portion may be heat-treated so as not to generate a structure (ferrite / pearlite exceeding 10% in area ratio) that inhibits toughness in the welded portion.
  • the heat treatment temperature may be a normal temperature range, but in particular, a range of 300 ° C. to Ac 1 point is preferable.
  • the steel plate according to another embodiment of the present invention is a steel plate (base material portion) of a steel pipe according to the present embodiment, and is a steel plate for steel pipe as an intermediate material in the above-described steel pipe manufacturing method according to the present embodiment. That is, in the steel sheet according to the present embodiment, the component composition is, in unit mass%, C: 0.005 to 0.100%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.50 to 2.50 %, P: 0.050% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.020% or less, Ti: 0.003 to 0.030%, O: 0.0001 to 0.005%, Nb: 0.0001 to 0.20%, N: 0 to 0.008% Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00% Mo: 0 to 1.00% Cr: 0 to 1.00% , V: 0 to 0.10%, B: 0 to 0.005%, Zr: 0 to 0.050%, Ta: 0 to 0.050% Mg: 0 to
  • the metallographic structure of the surface layer which is a region from the surface of the steel plate to a depth of 1 mm, (a) polygonal ferrite of 0 to 50% in area ratio, (b) bainite, acis (Iii-2) the metal structure of 1/4 t of the steel plate is 10 to 40% in area ratio (a), containing cura ferrite and the remainder containing one or more of tempered martensite (Iii-3) the metal structure of 1/2 t of the steel plate comprises (a) an area ratio of 5 in area ratio (a), containing polygonal ferrite and (b) a balance including one or two of bainite and acicular ferrite; ⁇ 30% polygonal ferrite And (b) an effective crystal grain size of 20 ⁇ m or less of the plate thickness surface of the steel plate, and (v) the plate of the steel plate.
  • the steel plate according to the present embodiment Since the base material portion (steel plate) of the steel pipe according to the present embodiment does not need to be subjected to heat treatment, the steel plate according to the present embodiment is substantially the same as the steel plate of the steel pipe according to the embodiment described above. Therefore, the steel plate according to the present embodiment, like the steel pipe according to the above-described embodiment, has mechanical properties that can withstand a cryogenic environment. Moreover, the preferable limitation conditions in the steel plate of the steel pipe which concerns on embodiment mentioned above are applicable also to the steel plate which concerns on this embodiment.
  • Example 1 Molten steel having the component compositions shown in Tables 1 to 3 was continuously cast to produce a steel slab 240 mm thick.
  • the unit of the content of each element shown in Tables 1 to 3 was mass%, and the balance of the component composition of each of the inventive examples and the comparative examples was iron and impurities.
  • the contents of the elements which are below the impurity level are shown as blanks in the table.
  • the contents of elements outside the scope of the present invention are underlined in the table.
  • Ceq, Pcm, Ac3, Ar3, ⁇ , Vc90, and Ms described in Table 4 are based on the above-described formulas (1), (2), and formulas (4) to (8). It is calculated.
  • recuperation condition of 1 / 4t part of thick steel plate disclosed in the table it is described as temperature "holding temperature” in the period when temperature change rate is suppressed to ⁇ 5 ° C / sec or less at recuperation, temperature at recuperation
  • the length of the period in which the change rate was suppressed to ⁇ 5 ° C./sec or less was described as “holding time”, and the cooling rate in the temperature range of 600 to 500 ° C. after recuperation was described as “cooling rate”.
  • the cooling rate in the temperature range of 600 to 500.degree. C. after recuperation was described as "cooling rate" with respect to the recuperation conditions of 1/2 t portion of the thick steel plate disclosed in the table.
  • the cooling rate is an estimated value obtained by simulation with the injection condition of the cooling medium, the surface temperature history of the thick steel plate, the size of the thick steel plate, and the hot rolling end temperature as variables. In the table showing manufacturing conditions, inappropriate values are underlined. In the case where the above-mentioned temperature retention did not substantially occur in 1 ⁇ 4 t portion of the thick steel plate at the time of heat recovery, the symbol “ ⁇ ” was described in “holding temperature”, and the holding time was described as “0.0”. In all of the invention examples and the comparative examples, the cooling rate of the 1/4 t portion of the thick steel plate and the cooling rate of the 1/2 t portion of the thick steel plate are the cooling rates entering the ferrite and bainite transformation region.
  • Hardness of the surface layer which is a region from the surface to a depth of 1 mm: Vickers hardness measurement at 10 points at a distance of 1 mm in the longitudinal direction of the steel sheet is carried out with a load of 10 kg at a position 0.5 mm deep from the steel sheet surface in the steel sheet cross section The average value of these was regarded as the Vickers hardness of the surface layer.
  • Hardness of 1/4 t part Vickers hardness measurement of 10 points is carried out with a load of 10 kg at intervals of 1 mm in the longitudinal direction of the steel plate at a position of 1/4 t deep from the steel plate surface in a steel plate cross section. Vickers hardness was considered.
  • Hardness of 1/2 t part Vickers hardness of 10 points is measured at a load of 10 kg at intervals of 1 mm in the longitudinal direction of the steel plate at a position 1/2 t deep from the surface of the steel plate in the steel plate cross section. Vickers hardness was considered. In the table, the difference between the hardness of the surface layer and the hardness of 1/2 t part is described as the "hardness difference". The hardness difference outside the scope of the present invention is underlined. Moreover, in the sample whose hardness distribution below is not satisfied, the hardness of the 1/4 t part was underlined. Hardness of surface layer ⁇ hardness of 1/4 t part ⁇ hardness of 1/2 t part
  • Metallographic structure at each site The cross section of the sample was polished to form a metallic shiny viewing surface, and this viewing surface was etched by immersion in a nital solution (ie, 3% nitric acid and 97% ethanol solution). The tissue of the observation surface of the test piece was observed with a light microscope. The area ratio (PF fraction) of polygonal ferrite was determined by image analysis of the optical micrograph. In the case where a structure other than polygonal ferrite, bainite, acicular ferrite, and tempered martensite is found in the surface metal structure, and in the remaining portions of the 1/4 t and 1/2 t metal structures, bainite, And when structures other than acicular ferrite were discovered, that was described in the table.
  • Effective crystal grain size of thick plate surface Circle of a portion (crystal grain) surrounded by a boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more obtained by analyzing the thick plate surface using EBSP (Electron Back Scattering Pattern) The average value of equivalent diameters is shown in the table.
  • Charpy impact value (“vE ⁇ 60 ”) at ⁇ 60 ° C . Obtained by conducting a test at ⁇ 60 ° C. in accordance with JIS Z 2242 “Method for Charpy Impact Test of Metal Material”. The sampling position of the test piece was 1/2 t.
  • DWTT ductile fracture rate (“DWTT”) obtained by testing according to API 5L 2000.
  • Tensile strength in full width direction (“TS”) Obtained by testing according to API 5L 2000.
  • the pass / fail reference value of the Charpy impact value at -60 ° C was 200 J.
  • the acceptance criteria value of the DWTT ductile fracture rate was 85%.
  • the pass / fail reference value of the tensile strength of the entire thickness in the width direction was set to 530 MPa. It was judged that the steel plate which fulfills all these acceptance criteria is a steel plate excellent in strength and low temperature toughness.
  • FIGS. 3 to 5 show photographs of metal structures observed by the above-mentioned means.
  • the metal structure of the surface layer is shown in FIG.
  • the white massive structure is polygonal ferrite (structure shown by arrows), and the remaining part is tempered martensite (circled structure).
  • FIG. 4 shows a 1/4 t metal structure.
  • the white massive structure is polygonal ferrite (structure shown by arrows), and the remaining part is bainite (circled structure).
  • FIG. 5 shows a 1/2 t metal structure.
  • the white massive structure is polygonal ferrite (structure shown by arrows), and the remaining part is bainite (circled structure).
  • Example 2 The steel plate obtained by the above-described experiment was cold-worked into a cylindrical shape, both ends of the cylindrical steel plate were butted, and a submerged arc welding was performed to produce a steel pipe.
  • the welded portion of the steel pipe A21 was subjected to a heat treatment of heating to 550 ° C.
  • base material vE ⁇ 60 Charpy impact value at ⁇ 60 ° C. of base material (“base material vE ⁇ 60 ”) from the position of 90 ° with 0 ° weld of the steel pipe, DWTT ductility fracture ratio (“DWTT”) of base material And, the yield strength (“YS”) and the tensile strength (“TS”) at the entire thickness in the circumferential direction of the base material portion were measured.
  • the yield strength was measured using the value at 0.5% under load of the stress-strain curve.
  • the Charpy impact value (“weld vE ⁇ 50 ”) at ⁇ 50 ° C. of the weld was measured.
  • the welded portion vE- 50 was obtained by conducting a test according to JIS Z 2242 "Charpy impact test method of metal material" at -50 ° C.
  • the collection position of the test piece was on the outer surface side of the steel pipe, and the V notch was formed in the FL portion (Fusion Line Portion) of the steel pipe outer surface.
  • the measuring method of other characteristics was the same as the measuring method in Example 1.
  • the pass / fail reference value of the Charpy impact value (vE ⁇ 60 ) at ⁇ 60 ° C. was 200 J.
  • the acceptance criteria value of the DWTT ductile fracture rate was 85%.
  • the pass / fail reference value of the tensile strength (tensile strength) of the entire thickness in the width direction was set to 530 MPa.
  • the pass / fail reference value of the yield strength (yield strength) of the entire thickness in the width direction was 450 MPa.
  • the pass / fail reference value of the weld vE- 50 was 80 J.
  • a steel pipe meeting all of these acceptance criteria was judged to be a steel plate excellent in strength and low temperature toughness.
  • the steel pipe according to the present invention is superior to the conventional steel pipe in which all of the base material toughness in the cryogenic environment, the weld zone toughness, the yield stress, and the tensile strength are comparative examples. I understand that it is excellent.
  • the present invention it is possible to provide a steel pipe for a pipeline to be laid in a cryogenic environment, and a steel plate which is a material of the steel pipe. Therefore, the present invention is highly applicable to the steel plate manufacturing industry and the energy industry.

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Abstract

本発明の一態様に係る鋼管は、筒状の鋼板からなる母材部と、前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部とを備え、鋼板の成分組成が所定範囲内であり、Ｃｅｑが０．３０～０．５３であり、且つＰｃｍが０．１００～０．１６５であり、鋼板の表層の金属組織が、面積率で０～５０％のポリゴナルフェライトを含み、鋼板の１／４ｔ部の金属組織が、面積率で１０～４０％のポリゴナルフェライトを含み、鋼板の１／２ｔ部の金属組織が、面積率で５～３０％のポリゴナルフェライトを含み、鋼板の板厚面の有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、鋼板の板厚面において、板厚方向の硬度分布が均一化され、かつ、表層の硬度と１／２ｔ部の硬度との差が３０Ｈｖ以下である。

Description

鋼管及び鋼板
　本発明は、鋼管と、これを構成する鋼板とに関する。
　近年、世界的なエネルギー需要の増大に伴い、石油・天然ガス等の海底資源の探索・採掘が活発に行われているが、このエネルギー探索・採掘地が、極寒冷地域や、寒冷で大水深の海域（例えば、北極圏）へと移っている。それに伴い、極寒冷地域に敷設するパイプライン用の鋼管として、極低温環境、特に、－６０℃以下での極低温環境で優れた靭性を有する高強度の溶接鋼管が求められている。
　具体的には、米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６０（４１５ＭＰａ以上）以上のラインパイプ用鋼管において、極低温靱性の向上と肉厚の増大が求められている。また、ラインパイプ同士を極低温環境で溶接するので、現地での施工を容易にするため、優れた現地溶接性も求められている。
　そして、これまで、この要求に応えるラインパイプ用鋼板やラインパイプ用溶接鋼管が幾つか提案されている（例えば、特許文献１～４、参照）。
　特許文献４には、管状に成形された母材鋼板をシーム溶接した鋼管であって、母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０５０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｓ：０．０００１～０．００５０％、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｍｏ：０．１０～１．５０％、Ｂ　：０．０００３～０．００３０％、Ｏ：０．０００１～０．００８０％を含み、Ｐ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０２０％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｃｅｑが０．３０～０．５３、Ｐｃｍが０．１０～０．２０で、元素の含有量が１０Ｃ＋１００Ａｌ＋５Ｍｏ＋５Ｎｉ＜３．３を満足し、母材鋼板の金属組織が面積率で２０％以下のポリゴナルフェライトと面積率で８０％以上のベイナイトからなり、有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、溶接熱影響部の有効結晶粒径が１５０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管が記載されている。
　しかし、－６０℃などの超極低温において、母材部や溶接部が、安定的に、優れた低温靱性を有する厚肉ラインパイプ用溶接鋼管が得られていないのが現状である。
　鋼板をＵＯ工程で加工して鋼管を製造する場合、一般に、鋼板端部を突き合せて、これをアーク溶接でシーム溶接する。通常、内面及び外面から、複数回、サブマージドアーク溶接を行って鋼板端部をシーム溶接するが、この場合、先行溶接の入熱により結晶粒が粗大化した溶接熱影響部（Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ、以下「ＨＡＺ」ということがある。）において、後行溶接の入熱により、さらに結晶粒が粗大化する場合がある。これにより、ＨＡＺ靭性が低下する。
　ラインパイプ用溶接鋼管のＨＡＺ靱性を高める技術として、粒内変態を利用してＨＡＺ組織を微細化する方法が提案されている。この方法は、－３０℃までのＨＡＺ靭性の向上には有効であるが、－３０℃以下の極低温におけるＨＡＺ靭性の確保には課題が残る。
日本国特開２００８－０１３８００号公報 日本国特開２００８－１５６７５４号公報 日本国特開２００８－１６３４５５号公報 日本国特開２００８－１６３４５６号公報
　本発明は、母材部の引張強度、降伏強度及び低温靱性（特に、－６０℃以下の極低温環境における靱性）、並びに溶接部の低温靱性を高めることを課題とし、該課題を解決する鋼管、及びこれを構成する鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するための手法について鋭意検討した。その結果、次の知見を得るに至った。
　ラインパイプ用鋼板において、（ｘ）ＣｅｑとＰｃｍとを所要の範囲に限定し、（ｙ）板厚方向の金属組織を、（１）表面から深さ１ｍｍまでの領域である表層、（２）１／４ｔ部（ｔ：板厚）、及び、（３）１／２ｔ部の３つの部位で制御し、かつ、（ｚ）板厚面の有効結晶粒径を２０μｍ以下にすると、鋼板強度を確保できるとともに、－６０℃以下の極低温環境において優れた靭性を確保することができる。この知見については、後で説明する。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る鋼管は、筒状の鋼板からなる母材部と、前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、を有し、前記鋼板の成分組成が、単位質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１００％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｏ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０００１～０．２０％、Ｎ：０～０．００８％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００５％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｔａ：０～０．０５０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、Ｃａ：０～０．００５％、ＲＥＭ：０～０．００５％、Ｙ：０～０．００５％、Ｈｆ：０～０．００５％、Ｒｅ：０～０．００５％、及びＷ：０～０．００５％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、下記式１で定義するＣｅｑが０．３０～０．５３であり、且つ下記式２で定義するＰｃｍが０．１００～０．１６５であり、前記鋼板の表面から深さ１ｍｍまでの領域である表層の金属組織が、面積率で０～５０％のポリゴナルフェライトと、ベイナイト、アシキュラーフェライト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上を含む残部とを含み、前記鋼板の１／４ｔ部の金属組織が、面積率で１０～４０％の前記ポリゴナルフェライトと、前記ベイナイト及び前記アシキュラーフェライトの１種又は２種を含む残部とを含み、前記鋼板の１／２ｔ部の金属組織が、面積率で５～３０％の前記ポリゴナルフェライトと、前記ベイナイト及び前記アシキュラーフェライトの１種又は２種を含む残部とを含み、前記鋼板の板厚面の有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、前記鋼板の前記板厚面において、板厚方向の硬度分布が下記式３を満たし、かつ、前記表層の硬度と前記１／２ｔ部の硬度との差が３０Ｈｖ以下である。
　　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５・・・式１
　　Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］・・・式２
　　前記表層の前記硬度≧前記１／４ｔ部の前記硬度≧前記１／２ｔ部の前記硬度・・・式３
　ここで、前記式１及び前記式２において、括弧で囲まれた元素記号は、これに係る元素の単位質量％での前記鋼板の前記成分組成における含有量を示す。
（２）上記（１）に記載の鋼管では、前記鋼板の前記成分組成において、単位質量％で、Ｎ：０．００１～０．００８％であってもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼管では、前記鋼板の前記成分組成が、単位質量％で、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～１．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：０．０１～１．００％、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００１～０．００５％、Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、Ｔａ：０．０００１～０．０５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％、Ｙ：０．０００１～０．００５％、Ｈｆ：０．０００１～０．００５％、Ｒｅ：０．０００１～０．００５％、及びＷ：０．０００１～０．００５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含んでもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の鋼管では、前記鋼板の前記成分組成が、単位質量％で、Ａｌ：０．００５％以下を含んでもよい。
（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の鋼管では、前記鋼板の前記表層の前記金属組織が、前記焼戻しマルテンサイトを面積率で１％以上含有してもよい。
（６）上記（１）～（５）のいずれか一項に記載の鋼管では、前記Ｐｃｍが０．１００～０．１４０であってもよい。
（７）上記（１）～（６）のいずれか一項に記載の鋼管では、前記鋼板の板厚が２５．４ｍｍ以上であり、前記Ｃｅｑが０．３５～０．５３であってもよい。
（８）本発明の別の態様に係る鋼板は、上記（１）～（７）のいずれか一項に記載の鋼管の前記鋼板である。
　本発明によれば、母材部の引張強度及び降伏強度を確保しながら、母材部及び溶接部の低温靱性、特に－６０℃以下の極低温環境における靱性が高められた鋼管、及びこれを構成する鋼板が得られる。従って本発明によれば、例えば極低温環境に敷設するパイプライン用の高強度鋼板と高強度鋼管とを提供することができる。
制御冷却の一例を模式的に示す図である。 鋼板の板厚方向における極低温での好ましい硬度分布の一例を示す図である。 表面から深さ１ｍｍまでの領域である表層の金属組織を示す図である。 １／４ｔ部の金属組織を示す図である。 １／２ｔ部の金属組織を示す図である。 本実施形態に係る鋼管の一例を示す図である。
　本実施形態に係る鋼管１は、図６に示されるように、鋼管１の母材部を構成する鋼板２と、前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼管の長手方向に延在する溶接部３とを有する。母材部は、例えば円筒形を有する。本実施形態に係る鋼管１は、鋼板２を筒状に成形し、次いで鋼板２の両端部を突き合せて溶接することにより得られる。
　以下、本実施形態に係る鋼管について、順次、説明する。本実施形態に係る鋼管の主な特徴は、母材部を構成する鋼板に含まれるので、以下の記載においては、主に本実施形態に係る鋼管の鋼板について説明する。
（ｉ）鋼板の成分組成
　最初に、本実施形態に係る鋼管の鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下に説明される合金元素の数値は、全て鋼管の鋼板の成分組成に関する。成分組成に係る単位「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０３０～０．１００％
　Ｃは、鋼板強度の向上に必須の元素である。Ｃ含有量が０．０３０％未満であると、強度向上効果が十分に得られないので、Ｃ含有量は０．０３０％以上とする。Ｃ含有量は好ましくは０．０４０％以上、より好ましくは０．０５０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．１００％を超えると、溶接性（低温環境に耐え得る強度と靱性とを備える溶接部を鋼板が形成する能力）、特に溶接部靱性が低下するので、Ｃ含有量は０．１００％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．０８５％以下であり、より好ましくは０．０７５％以下又は０．０７０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸効果を有し、また、固溶強化によって鋼板の強度の向上に寄与する元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であると、上述の効果が十分に得られないので、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶接性、特に溶接部靱性が低下するので、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３５％以下である。
　Ｍｎ：０．５０～２．５０％
　Ｍｎは、強度及び靱性の向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％未満であると、上述の効果が十分に得られないので、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．８０％以上であり、より好ましくは１．００％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、溶接部靱性が低下するので、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は好ましくは２．３５％以下であり、より好ましくは２．２０％以下である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは、不純物として鋼板に残留し、粒界に偏析して靱性を損なう元素である。Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板靱性が著しく低下し、また、溶接部靱性も低下するので、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２５％以下である。
　Ｐは本実施形態に係る鋼管に必要とされないので、Ｐ含有量の下限は０％である。しかし、Ｐ含有量を０．０００１％未満に低減すると、鋼管の製造コストが大幅に上昇する場合があるので、Ｐ含有量の下限値を０．０００１％としてもよい。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、不純物として鋼板に残留し、鋼板の熱間圧延の際にＭｎＳを形成する元素である。ＭｎＳは、割れの原因となり、靱性を損なう。Ｓ含有量が０．００５％を超えると、鋼板靱性が著しく低下し、また、溶接部靱性が低下するので、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．００３％以下であり、より好ましくは０．００１％以下である。
　Ｓは本実施形態に係る鋼管に必要とされないので、Ｓ含有量の下限は０％である。しかし、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減すると、鋼管の製造コストが大幅に上昇する場合があるので、Ｓ含有量の下限値を０．０００１％としてもよい。
　Ａｌ：０．０４０％以下
　Ａｌは、脱酸元素である。Ａｌ含有量が０．０４０％を超えると、過剰量の酸化物が生成して鋼板の清浄度が低下し、靱性が低下するので、Ａｌ含有量は０．０４０％以下とする。なお、Ａｌ含有量が小さいほど、鋼管の溶接部及びＨＡＺの靱性が向上するので、Ａｌ含有量は好ましくは０．０３５％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。ＨＡＺ靱性を特に向上させたい場合、Ａｌ含有量を０．００５％以下としてもよい。
　Ａｌの脱酸効果は、本実施形態に係る鋼管にとって必須ではないので、Ａｌ含有量の下限は０％である。しかし、鋼原料から、及び／又は製鋼過程で、０．００１％程度のＡｌが鋼板に混入する場合がある。Ａｌ含有量を０．００１％未満に低減すると、鋼管の製造コストが大幅に上昇するので、Ａｌ含有量の下限値を０．００１％としてもよい。
　Ｔｉ：０．００３～０．０３０％
　Ｔｉは、炭窒化物を形成して結晶粒を細粒化し、靱性の向上に寄与する元素である。Ｔｉ含有量が０．００３％未満であると、上述の効果が十分に得られないので、Ｔｉ含有量は０．００３％以上とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．００８％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、炭窒化物が過剰に生成して、鋼板靱性と溶接部靱性とが低下するので、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０２７％以下であり、より好ましくは０．０２５％以下である。
　Ｏ：０．００５％以下
　Ｏは本実施形態に係る鋼管に必要とされないので、Ｏ含有量の下限は０％である。しかし、Ｏは、脱酸後も鋼板中に通常０．０００１％程度残留する元素である。Ｏを０．０００１％未満に低減すると、鋼管の製造コストが大幅に上昇するので、Ｏ含有量は０．０００１％以上としてもよい。Ｏ含有量は好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００３０％以上である。
　一方、Ｏ含有量が０．００５％を超えると、酸化物が生成して鋼板の清浄度が低下し、靱性が低下するので、Ｏは０．００５％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。
　Ｎｂ：０．０００１～０．２０％
　Ｎｂは、炭化物及び窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂが０．０００１％未満であると、上述の効果が十分に得られないので、Ｎｂ含有量は０．０００１％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．２０％を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、極低温靱性が低下するので、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１０％以下である。
　本実施形態に係る鋼管の鋼板の成分組成は、上記元素の他、その特性を損なわない範囲で、Ｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅ、及び、Ｗからなる群から選択される１種又は２種以上の任意元素を含んでもよい。ただし、これら任意元素は本実施形態に係る鋼管の課題を解決するために必須ではないので、これら任意元素それぞれの含有量の下限値は０％である。以下に説明される任意元素の０％ではない下限値は、全て、好ましい下限値である。
　Ｎ：０．００１～０．００８％
　Ｎは、窒化物を形成し、鋼板加熱時のオーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。Ｎ含有量を０．００１％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。Ｎ含有量は、さらに好ましくは０．００３％以上である。
　一方、Ｎ含有量が０．００８％を超えると、過剰に析出した窒化物が集積し、鋼板靱性及び溶接部靱性を低下させるので、Ｎ含有量は０．００８％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６％以下である。
　Ｃｕ：０．０５～１．００％
　Ｃｕは、強度の向上に寄与する元素である。Ｃｕ含有量を０．０５％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。Ｃｕ含有量は、さらに好ましくは０．０７％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間加工性が低下し、また、極低温靱性が低下するので、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．７０％以下である。
　Ｎｉ：０．０５～１．００％
　Ｎｉは、強度と靱性との向上に寄与する元素である。Ｎｉ含有量が０．０５％未満であると、上述の効果が十分に得られないので、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、上述の効果が飽和するだけでなく、鋼板の溶接性が低下するので、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
　Ｍｏ：０．０１～１．００％
　Ｍｏは、焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。Ｍｏ含有量は、さらに好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、強度が上昇しすぎて靱性が低下するとともに、溶接性、特に極低温靱性も低下するので、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
　Ｃｒ：０．０１～１．００％
　Ｃｒは、焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、焼入れ性が上昇しすぎて、極低温靱性が低下するので、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は好ましくは０．５０％以下である。
　Ｖ：０．０１～０．１０％
　Ｖは、炭化物や窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。Ｖ含有量を０．０１％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。Ｖ含有量は、さらに好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｖ含有量が０．１０％を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、極低温靱性が劣化するので、Ｖ含有量は０．１０％以下とする。Ｖ含有量は好ましくは０．０７％以下である。
　Ｂ：０．０００１～０．００５％
　Ｂは、鋼中に固溶して焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。Ｂ含有量を０．０００１％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。Ｂ含有量は、さらに好ましくは０．０００３％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、粗大なＢＮが析出し、溶接部の極低温靱性が低下するので、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。Ｂ含有量は好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
　Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％
　Ｚｒは、硫化物及び酸化物等の形状を制御して、靭性の向上に寄与する元素である。Ｚｒ含有量を０．０００１％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。Ｚｒ含有量は、さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｚｒ含有量が０．０５０％を超えると、粗大な硫化物や酸化物が生成し、加工性が低下するので、Ｚｒ含有量は０．０５０％以下とする。Ｚｒ含有量は好ましくは０．０３０％以下である。
　Ｔａ：０．０００１～０．０５０％
　Ｔａは、炭化物及び窒化物等を形成し、強度の向上に寄与する元素である。Ｔａ含有量を０．０００１％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。Ｔａ含有量は、さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｔａ含有量が０．０５０％を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、靱性が低下するので、Ｔａ含有量は０．０５０％以下とする。Ｔａ含有量は好ましくは０．０３５％以下である。
　Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％
　Ｍｇは、硫化物系介在物の形態を制御して、靭性の向上に寄与する元素である。Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。Ｍｇ含有量は、さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．０１０％を超えると、酸化物が生成して、鋼の清浄度が低下し、靱性が低下するので、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下とする。Ｍｇ含有量は好ましくは０．００５％以下である。
　Ｃａ：０．０００１～０．００５％
　Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御して、靭性の向上に寄与する元素である。Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。Ｃａ含有量は、さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、酸化物が生成して、鋼の清浄度が低下し、靱性が低下するので、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。Ｃａ含有量は好ましくは０．００４％以下である。
　ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％
　本実施形態において、用語「ＲＥＭ」は、Ｓｃおよびランタノイドからなる合計１６元素を指し、用語「ＲＥＭの含有量」とは、これらの１６元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御して、靭性の向上に寄与する元素群の総称である。ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。ＲＥＭ含有量は、さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、ＲＥＭ含有量が０．００５％を超えると、酸化物が生成して、鋼の清浄度が低下し、靱性が低下するので、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下とする。ＲＥＭ含有量は好ましくは０．００２％以下である。
　Ｙ　：０．０００１～０．００５％
　Ｈｆ：０．０００１～０．００５％
　Ｒｅ：０．０００１～０．００５％
　Ｙ、Ｈｆ、及びＲｅは、熱間加工性の向上に寄与する元素である。Ｙ、Ｈｆ、及びＲｅのいずれか一種以上の含有量を０．０００１％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。さらに好ましくは、Ｙ、Ｈｆ、及びＲｅのいずれか一種以上の含有量は０．００１０％以上である。
　一方、Ｙ、Ｈｆ、又はＲｅの含有量が０．００５％を超えると、合金コストが上昇するとともに、製造性が低下するので、Ｙ、Ｈｆ、及びＲｅそれぞれの含有量を０．００５％以下とする。好ましくは、Ｙ、Ｈｆ、及びＲｅそれぞれの含有量は０．００２％以下である。
　Ｗ：０．０００１～０．００５％
　Ｗは、固溶強化により強度の向上に寄与する元素である。Ｗ含有量を０．０００１％以上とすると、上述の効果が十分に得られるので好ましい。Ｗ含有量は、さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｗ含有量が０．００５％を超えると、析出や偏析により製造性が低下するので、Ｗ含有量は０．００５％以下とする。Ｗ含有量は好ましくは０．００２％以下である。
　本実施形態に係る鋼管の鋼板の成分組成において、上記元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物を含む。不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で混入し、鋼板特性及び鋼管特性を阻害しない範囲で鋼板中に残留する元素である。例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、及びＡｓそれぞれは０．１０％以下残留してもよく、Ｐｂ及びＢｉそれぞれは０．００５％以下残留してもよく、Ｈは０．０００５％以下残留してもよい。
（ｉｉ）鋼板のＣｅｑ及びＰｃｍ
　上述のように、本実施形態に係る鋼管は、鋼板と、この鋼板を溶接して得られる溶接部とを備える溶接鋼管である。極低温環境で使用可能な鋼管を得るためには、鋼板が極低温環境に耐える靱性を担う成分組成、金属組織、及び、機械的特性を備える必要があることは勿論のこと（鋼板の成分組成については前述のとおり。鋼板の金属組織と機械的特性とについては後で説明する。）、溶接部も極低温環境に耐え得る強度と靱性とを備える必要がある。溶接部の強度及び靱性の向上のためには、鋼板が、極低温環境に耐え得る強度と靱性とを備える溶接部を形成し得る溶接性を備える必要がある。
　本実施形態に係る鋼管の鋼板では、造管時の溶接性と、鋼管同士を溶接する現地での溶接性（現地溶接性）とを確保するために、Ｃｅｑ（炭素当量）とＰｃｍ（溶接割れ感受性）とを、所要の範囲に限定する。以下、説明する。
　Ｃｅｑ：０．３０～０．５３
　Ｃｅｑ（炭素当量）は、鋼板の溶接性を表示する指標の一つである。上述のように、本実施形態に係る鋼管の溶接部（特に、溶接熱影響部）においては、鋼管の母材鋼板と同様に、極低温環境に耐え得る強度と靱性とを確保する必要がある。また、鋼管同士を現地で溶接した管端溶接部においても、極低温環境に耐え得る強度と靱性とを確保する必要がある。
　そのため、本実施形態に係る鋼管の鋼板では、鋼管製造時の溶接性と、鋼管同士を現地で溶接する際の溶接性（現地溶接性）とを確保するため、下記式（１）で定義するＣｅｑを０．３０～０．５３とする。
　　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５・・・式（１）
　式（１）において、括弧で囲まれた元素記号は、これに係る元素の単位質量％での鋼板の成分組成における含有量を示す。
　Ｃｅｑが０．３０未満であると、溶接部において、所要の組織が得られず、極低温環境に耐え得る強度を確保することが難しいので、Ｃｅｑは０．３０以上とする。Ｃｅｑは好ましくは０．３５以上である。
　一方、Ｃｅｑが０．５３を超えると、溶接部が高強度になりすぎて、溶接部の溶接性、特に低温靱性を確保することが難しいので、Ｃｅｑは０．５３以下とする。Ｃｅｑは好ましくは０．４８以下である。
　Ｐｃｍ：０．１００～０．１６５
　さらに、現地溶接性を確保するため、本実施形態に係る鋼管の鋼板においては、上記式（１）で定義するＣｅｑに加え、下記式（２）で定義するＰｃｍを０．１００～０．１６５とする。
　　Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］・・・式（２）
　式（２）において、括弧で囲まれた元素記号は、これに係る元素の単位質量％での鋼板の成分組成における含有量を示す。
　Ｐｃｍは、溶接部の割れ感受性を表示する指標であり、溶接性に影響を及ぼす元素の量に基づいて算出される。Ｐｃｍが０．１００未満であると、本実施形態に係る鋼管同士を極低温環境で溶接した溶接部において、所要の組織が得られず、極低温環境に耐え得る強度を確保することが難しいので、Ｐｃｍは０．１００以上とする。Ｐｃｍは好ましくは０．１２０以上である。
　一方、Ｐｃｍが０．１６５を超えると、本実施形態に係る鋼管同士を極低温環境で溶接した溶接部に割れが発生することがあるので、Ｐｃｍは０．１６５以下とする。Ｐｃｍは好ましくは０．１５０以下、０．１４０以下、又は０．１３５以下である。
（ｉｉｉ）金属組織
　次に、本実施形態に係る鋼管の鋼板の金属組織について説明する。本実施形態に係る鋼管は、極低温環境で、原油、天然ガス等の流体を輸送するラインパイプとして用いられた場合、鋼管全体が極低温環境に曝される。従って、本実施形態に係る鋼管の鋼板は、極低温環境に耐え得る安定した機械的特性を備えていることが必要である。
　それ故、本実施形態に係る鋼管の母材鋼板において、機械的特性を担う金属組織は重要である。
　本実施形態に係る鋼管の鋼板においては、極低温環境に耐え得る機械的特性（特に、靱性）を確保するため、（１）表面から深さ１ｍｍまでの領域である表層の金属組織と板厚面における有効結晶粒径を規定し、さらに、（２）板厚の１／４ｔ部（ｔ：板厚）と板厚の１／２ｔ部（ｔ：板厚）の金属組織を規定し、さらに、（３）板厚方向の硬度分布を規定して、鋼板全体を強靭化することを基本思想とする。なお、１／４ｔ部とは、鋼板の表面から鋼板の板厚ｔの１／４の深さの位置及びその近傍（又は、鋼板の表面から鋼板の板厚ｔの１／４の深さの位置を中心面とする厚さ２ｍｍの領域）であり、１／２ｔ部とは、鋼板の表面から鋼板の板厚ｔの１／２の深さの位置（即ち鋼板の中心面）及びその近傍（又は、鋼板の表面から鋼板の板厚ｔの１／２の深さの位置を中心面とする厚さ２ｍｍの領域）である。
　本実施形態に係る鋼管の鋼板では、板厚方向の３つの部位（即ち表層、１／４ｔ部、及び１／２ｔ部）のそれぞれにて金属組織を規定するが、本実施形態に係る鋼管の鋼板の板厚は、上記３つの部位で、所要の金属組織を形成できる限りにおいて、特定の板厚に限定されない。しかしながら、後述するように、鋼板の板厚を２５．４ｍｍ以上とすることにより、本実施形態に係る鋼管は既存の鋼管に対する顕著な優位性を発揮することができる。
　以下、本実施形態に係る鋼管の鋼板の金属組織について説明する。なお、鋼板の各部位の金属組織（特にポリゴナルフェライト量等）は表層、１／４ｔ部、及び１／２ｔ部それぞれにおいて相違しうるが、さらに各部位において厚さ方向に沿ってポリゴナルフェライト量の相違が生じている場合がある。この場合、鋼板の各部位におけるポリゴナルフェライト量平均値が所定範囲内であれば、本実施形態に係る鋼板の鋼管のポリゴナルフェライト量に関する要件は満たすものと見なされる。なお、金属組織の形成方法については、後で説明する。
　本実施形態に係る鋼管の鋼板の、表面から深さ１ｍｍまでの領域（即ち表層）の金属組織は
（ａ）面積率で０～５０％のポリゴナルフェライトと、
（ｂ）ベイナイト、アシキュラーフェライト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上を含む残部と、を含む。
　極低温環境に直接曝される鋼管の表層は、極低温環境に耐え得る高い機械的特性を備える必要がある。例えば、鋼管表面に発生した割れは、たとえ微小であっても、極低温環境では破壊の起点となる。従って、極低温環境に曝される鋼管は、割れが発生し難い表層、及び／又は、割れが発生しても伝搬し難い表層を備える必要がある。
　そのため、本実施形態に係る鋼管の鋼板においては、表面から深さ１ｍｍまでの領域である表層（以下、単に「表層」ということがある。）の金属組織を、（ａ）面積率で０～５０％のポリゴナルフェライトと、（ｂ）ベイナイト、アシキュラーフェライト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上を含む残部と、を含む金属組織とする。
　金属組織が上述の範囲内とされた高機械的特性領域の深さが１ｍｍ未満であると、高機械的特性領域の厚さが薄すぎて、極低温環境に耐え得る機械的特性を長期にわたり維持することが困難となる。従って、高機械的特性を付与すべき領域を表面から深さ１ｍｍまでと定めた。即ち、本実施形態に係る鋼管の鋼板では、表層において、極低温環境に耐え得る機械的特性を長期にわたり維持できる金属組織を形成する。
　鋼板表層の金属組織において、軟質なポリゴナルフェライトの面積率が５０％を超えると、鋼板表層において、残部組織を用いて所要の強度と硬度とを確保することが困難になるので、鋼板表層の金属組織におけるポリゴナルフェライトの面積率は５０％以下とする。鋼板表層の金属組織におけるポリゴナルフェライトの面積率は好ましくは４５％以下、４２％以下、又は４０％以下である。一方、鋼板表層の金属組織におけるポリゴナルフェライトの面積率が０％であったとしても、残部組織によって所要の特性が確保できるので、鋼板表層の金属組織におけるポリゴナルフェライトの面積率の下限値は０％である。しかしながら、鋼板表層の金属組織におけるポリゴナルフェライトの面積率を２％以上、５％以上、又は８％以上と規定しても良い。
　なお、本実施形態に係る鋼管の鋼板において、ポリゴナルフェライトは、光学顕微鏡組織で、粒内に粗大なセメンタイトやＭＡなどの粗大な析出物を含まない白い塊状の組織として観察されるものである。本実施形態に係る鋼管の鋼板において、ベイナイトは、旧オーステナイト粒界が明瞭であり、粒内では細かいラス組織が発達しており、ラス内及びラス間に細かい炭化物及びオーステナイト・マルテンサイト混成物が散在している組織、あるいは旧オーステナイト粒界が明瞭であり、粒内には、白い塊状組織とその周囲に炭化物及びオーステナイト・マルテンサイト混成物が散在している組織である。本実施形態に係る鋼管の鋼板において、アシキュラーフェライトは、旧オーステナイト粒界が不明瞭であり、粒内では針状形状のフェライトがランダムな結晶方位で生成し、炭化物もオーステナイト・マルテンサイト混成物も含まない組織である。本実施形態に係る鋼管の鋼板において、焼戻しマルテンサイトは、通常の方法によって同定可能な焼戻しを受けたマルテンサイトである。
　鋼板表層において、所要の機械的特性を確保するため、金属組織の残部は、ベイナイト、アシキュラーフェライト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上を含むものとする。好ましくは、鋼板表層の金属組織の残部は、ベイナイト、アシキュラーフェライト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上のみからなる。しかしながら、スポット的にその他の組織や介在物が含まれる場合がある（例えば加工フェライト等）。この場合、鋼板表層におけるポリゴナルフェライトと、ベイナイト、アシキュラーフェライト、及び焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上との合計面積率が９９％以上であれば、その他組織や介在物は許容される。
　鋼板表層におけるベイナイト、アシキュラーフェライト、及び焼戻しマルテンサイトそれぞれの含有量を規定する必要は無い。しかしながら、例えば鋼板の表層の金属組織が、焼戻しマルテンサイトを面積率で１％以上、２％以上、又は３％以上含有する場合、鋼板の表層の強度が向上するので、鋼管の寿命の向上が期待できる。鋼板表層の金属組織の形成方法については、後で説明する。
　本実施形態に係る鋼管の鋼板の、１／４ｔ部の金属組織は
（ａ）面積率で１０～４０％のポリゴナルフェライトと、
（ｂ）ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種を含む残部とを含む。
　極低温環境で耐え得る機械的特性、特に、極低温靭性を担う金属組織を形成するうえで、１／４ｔ部及び１／２ｔ部の金属組織は重要である。鋼板の靱性に最も寄与する部位は１／４ｔ部から１／２ｔ部までの、いわゆる鋼板の中心領域であるからである。
　鋼板の表層から１／４ｔ部までの間に、極低温環境での機械的特性、特に、極低温靭性を担う金属組織を形成するために、１／４ｔ部に、（ａ）面積率で１０～４０％のポリゴナルフェライトと、（ｂ）ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種を含む残部とを含む金属組織を形成する。１／４ｔ部では、軟質なポリゴナルフェライトを１０％面積以上生成させ、これにより１／４ｔ部の靱性を向上させる必要がある。１／４ｔ部におけるポリゴナルフェライトの面積率は、好ましくは１５％以上、１８％以上、２０％以上、又は２５％以上である。
　一方１／４ｔ部の金属組織において、軟質なポリゴナルフェライトの面積率が４０％を超えると、１／４ｔ部で、板厚方向の強度と硬度とが大きく低下し、鋼板表層の金属組織と、後で説明する１／２ｔ部の金属組織との連続性が損なわれ、機械的特性の均等性を確保することが困難となるので、板厚１／４ｔ部におけるポリゴナルフェライトの面積率は４０％以下とする。板厚１／４ｔ部におけるポリゴナルフェライトの面積率を３５％以下、又は３０％以下としても良い。
　板厚１／４ｔ部の金属組織におけるポリゴナルフェライトの面積率を１０～４０％とし、且つ後述するように板厚面の有効結晶粒径を２０μｍ以下にすることにより、－６０℃でのシャルピー吸収エネルギーを２００Ｊ以上とし、ＤＷＴＴ延性破面率を８５％以上とした鋼管を確保することができる。
　１／４ｔ部の金属組織の残部は、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種を含むものとする。この金属組織により、所要の機械的特性を確保することができる。好ましくは、１／４ｔ部の金属組織の残部は、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種のみからなる。しかしながら、スポット的にその他の組織や介在物が含まれる場合がある。この場合、１／４ｔ部におけるポリゴナルフェライトと、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種との合計面積率が９９％以上であれば、その他組織や介在物は許容される。
　板厚１／４ｔ部の金属組織の形成方法については、鋼板表層の金属組織の形成方法と併せて、後で説明する。
　１／２ｔ部の金属組織は、
（ａ）面積率で５～３０％のポリゴナルフェライトと、
（ｂ）ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種を含む残部とを含む。
　極低温環境での機械的特性、特に、強度と硬度とを担う金属組織を形成し、鋼板を強靭化するために、１／２ｔ部には、（ａ）面積率で５～３０％のポリゴナルフェライトと、（ｂ）ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種を含む残部を含む金属組織を形成する。
　１／２ｔ部の金属組織において、軟質なポリゴナルフェライトの面積率が５％未満であると、１／２ｔ部の強度と硬度とが過剰となり、１／４ｔ部の金属組織との連続性が損なわれ、機械的特性（強度と硬度）のばらつきを所定範囲内とすることが困難となる。従って、１／２ｔ部の金属組織におけるポリゴナルフェライトの面積率は５％以上とする。１／２ｔ部の金属組織におけるポリゴナルフェライトの面積率は好ましくは１０％以上、又は１５％以上である。１／２ｔ部の金属組織におけるポリゴナルフェライトの面積率の上限を特に定める必要はないが、製造装置の能力などを考慮すると、３０％が実質的な上限であると推定される。１／２ｔ部の金属組織におけるポリゴナルフェライトの面積率を２８％以下、又は２５％以下としても良い。
　１／２ｔ部の金属組織の残部は、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種とする。この金属組織により、所要の機械的特性を確保することができる。好ましくは、１／２ｔ部の金属組織の残部は、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種のみからなる。しかしながら、スポット的にその他の組織や介在物が含まれる場合がある。この場合、１／２ｔ部におけるポリゴナルフェライトと、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種との合計面積率が９９％以上であれば、その他組織や介在物は許容される。
　１／２ｔ部の金属組織の形成方法については、１／４ｔ部の金属組織の形成方法、及び、鋼板表層の金属組織の形成方法と併せて、後で説明する。
　このように、本実施形態に係る鋼管においては、鋼板表層と有効結晶粒径、さらに、１／４ｔ部、及び、１／２ｔ部の金属組織が相俟って、極低温環境において優れた機械的特性を確保することができる。
　表層、１／４ｔ部、１／２ｔ部の組織の同定は、例えば、各部位を含む試料の断面を研磨して、金属光沢のある観察面を形成し、この観察面をナイタール溶液（即ち、３％硝酸と９７％エタノール溶液）に浸漬してエッチングし、この観察面の組織を光学顕微鏡で観察することにより行うことができる。ポリゴナルフェライトの面積率は、金属組織の光学顕微鏡写真を画像解析することにより求められる。表層、１／４ｔ部、又は１／２ｔ部における複数の箇所で金属組織の光学顕微鏡写真を撮影し、各写真におけるポリゴナルフェライトの面積率の平均値を算出し、この平均値を表層、１／４ｔ部、又は１／２ｔ部におけるポリゴナルフェライトの面積率と見なしても良い。
（ｉｖ）鋼板の板厚面の有効結晶粒径
　板厚面の有効結晶粒径：２０μｍ以下
　板厚面の有効結晶粒径は、極低温環境での優れた靭性を確保するうえで、上述された鋼板表層、１／４ｔ部、及び１／２ｔ部の金属組織とともに重要である。
　板厚面の有効結晶粒径が２０μｍを超えると、極低温環境での靱性が低下するので、板厚面の有効結晶粒径は２０μｍ以下とする。板厚面の有効結晶粒径は好ましくは１５μｍ以下である。
　なお、板厚面とは、鋼管長手方向に平行且つ鋼板表面に垂直な切断面である。有効結晶粒径とは、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて板厚面を分析することにより得られる、１５°以上の結晶方位差を有する境界で囲まれる部分（結晶粒）の円相当径の平均値である。板厚面において有効結晶粒径が均一ではない場合があるが、その場合は鋼板表層、１／４ｔ部、及び１／２ｔ部における有効結晶粒径の平均値を、本実施形態に係る鋼管の鋼板の有効結晶粒径と見なすことができる。
（ｖ）硬度分布
　本実施形態に係る鋼管の鋼板の極低温環境における機械的特性は、鋼板の板厚方向における硬度分布が下記式（３）を満たし、かつ、表層の硬度と１／２ｔ部の硬度との差が３０Ｈｖ以下であれば、より顕著に向上する。
　表層の硬度≧１／４ｔ部の硬度≧１／２ｔ部の硬度・・・（３）
　鋼板を制御冷却した場合、鋼板表層の冷却速度が鋼板内部の冷却速度よりも大きくなるので、鋼板表層の硬度は、鋼板内部の硬度に比べ高くなる。このことは、鋼板表層の靱性が、鋼板内部の靱性に比べ低く、板厚方向において靭性に差が生じ、極低温環境における鋼板靭性が大きく低下することを意味する。
　しかし、本発明者らは、本実施形態に係る鋼管の鋼板の板厚方向における硬度分布が上記式（３）を満たし、かつ、表層の硬度と１／２ｔ部の硬度との差が３０Ｈｖ以下であれば、板厚方向における機械的特性の変動差が小さくなり、極低温環境に耐え得る、より優れた機械的特性を確保できることを知見した。上記式（３）を満たし、且つ表層の硬度と１／２ｔ部の硬度との差が３０Ｈｖ以下である硬度分布を形成する方法については、後で説明する。
　鋼管の鋼板の表層の硬度は、例えば、鋼管を切断して鋼管長手方向に平行且つ鋼板表面に垂直な切断面を作成し、この切断面の、鋼板の表面から深さ０．５ｍｍの位置において、鋼管長手方向に沿って１ｍｍ間隔で１０点のビッカース硬度測定を実施し、この測定結果を平均することにより得られる。１／４ｔ部の硬度及び１／２ｔ部の硬度それぞれは例えば、上記切断面の、鋼板の表面から深さ１／４ｔの位置及び深さ１／２ｔの位置において、鋼管長手方向に沿って１ｍｍ間隔で１０点のビッカース硬度測定を実施し、この測定結果を平均することにより得られる。いずれのビッカース硬度測定においても、荷重は１０ｋｇとされることが望ましい。
　本実施形態に係る鋼管の鋼板、即ち円筒形母材部は、上述された組織を有するので、極低温環境に耐える機械的特性と、優れた現地溶接性とを備えている。また、本実施形態に係る鋼管の溶接部は、鋼板の溶接性が優れているので、鋼板と同様に機械的特性に優れる。従って、本実施形態に係る鋼管は、特に極低温環境に敷設するパイプライン用の鋼管として好適である。
　本実施形態に係る鋼管の鋼板の板厚は特に限定されない。しかしながら、鋼板の板厚が２５．４ｍｍ以上であり、且つ鋼板のＣｅｑが０．３５～０．５３である場合、本実施形態に係る鋼管は従来の鋼管に対する特に顕著な優位性を示す。鋼板の板厚が大きいほど、且つ鋼板のＣｅｑが大きいほど、鋼板の金属組織及び硬度の板厚方向に沿ったばらつきを抑制することが難しくなるからである。本実施形態に係る鋼管は、鋼板の内部の冷却速度をも制御することを特徴とする制御冷却を含む上述した製造方法によって得られるので、たとえ鋼板の板厚及びＣｅｑが大きくても、板厚方向の硬さのばらつきが抑制され、鋼板表層、鋼板１／４ｔ部、及び鋼板１／２ｔ部における金属組織が所定範囲内とされる。
　本実施形態に係る鋼管の溶接熱影響部は特に限定されない。本実施形態に係る鋼管は、高い溶接性を有する鋼板を母材としているので、溶接熱影響部は極低温環境においても高強度及び高靱性を発揮する。本実施形態に係る鋼管の溶接金属部も特に限定されず、本実施形態に係る鋼板が属する技術分野における一般的な極低温用のワイヤーおよびフラックスを使用して、本実施形態に係る鋼板を溶接することによって得られる。
　次に、本実施形態に係る鋼管の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼管の製造方法は、本実施形態に係る鋼管の鋼板の化学成分を有する鋼片（鋼スラブ）を加熱する工程と、前記鋼片を熱間圧延して厚鋼板を得る工程と、冷却水を吹き付けることにより前記厚鋼板を第１冷却する工程と、前記厚鋼板を復熱させる工程と、前記厚鋼板を第２冷却して鋼管用鋼板を得る工程と、前記鋼管用鋼板を筒状に成形する工程と、筒状に成形された前記鋼管用鋼板の、突き合わせられた両端部を溶接する工程と、を有する。
　この製造方法において、加熱する工程における前記鋼片の加熱温度が９５０℃以上であり、熱間圧延する工程は、未再結晶温度域にて、圧下比３以上で実施され、熱間圧延する工程における圧延終了温度ＴｚがＡｒ３点－１０℃超であり、第１冷却する工程において、前記厚鋼板の１／４ｔ部の温度が後続の復熱する工程において６５０～７５０℃の範囲内に１秒以上保持されるように、前記冷却水の吹き付けが制御され、第１冷却する工程における冷却停止温度Ｔｂが、前記厚鋼板の表面において５００℃以下であり、第１冷却する工程における冷却速度Ｖｃが５０℃／秒以上であり、復熱する工程における復熱温度Ｔｘが５５０℃以上であり、復熱する工程における復熱速度Ｖｒが５０℃／秒以上であり、第２冷却する工程において、前記鋼管用鋼板の１／４ｔ部の冷却速度はフェライト及びベイナイト変態域内とされ、且つ前記鋼管用鋼板の１／２ｔ部の冷却速度はフェライト及びベイナイト変態域内とされる。
　鋼板を制御冷却する場合、鋼板表面から鋼板内部に向かって冷却速度が遅くなるので、生成する金属組織は板厚方向に沿って異なることになる。このことは、鋼板の板厚方向において、機械的特性、特に、靱性に差が生じることを意味する。そして、この差が大きいと、極低温環境における靭性は大きく低下する。
　しかし、本発明者らは、熱間圧延後の制御冷却で生成する金属組織において、冷却後の復熱を利用して、板厚方向における冷却速度の相違を制御することができ、そして、該制御を適切に行えば、冷却速度の相違によって生じる金属組織の変化を抑制でき、極低温環境に耐え得る機械的特性を確保できることを知見した。
　図１に、制御冷却の一例を模式的に示す。Ａが、厚鋼板の表層の冷却曲線であり、Ｂが、厚鋼板の１／４ｔ部の冷却曲線であり、Ｃが、厚鋼板の１／２ｔ部の冷却曲線である。なお厚鋼板の表層とは、厚鋼板の表面から深さ１ｍｍまでの領域であり、厚鋼板の１／４ｔ部とは、厚鋼板の表面から、厚鋼板の板厚ｔの１／４の深さの位置及びその近傍であり、厚鋼板の１／２ｔ部とは、厚鋼板の表面から、厚鋼板の厚さｔの１／２の深さの位置（即ち厚鋼板の中心面）及びその近傍である。以下、図１を参照して、本実施形態に係る鋼管の製造方法の特徴要件について説明する。
　鋼片の成分組成：本実施形態に係る鋼管の鋼板の成分組成と同じ
　本実施形態に係る鋼管の材料である鋼片は、その成分組成が上述された鋼管の鋼板の成分組成の範囲内である限り、特に限定されない。鋼片の製造方法は、経済性などを考慮しながら適宜選択することができる。
　熱間圧延における鋼片加熱温度：９５０℃以上
　鋼片は、熱間圧延に供される前に加熱される。鋼片をオーステナイト域で熱間圧延し、結晶粒を微細にするために、鋼片を、熱間圧延に供する前に、９５０℃以上に加熱する。鋼片加熱温度は、好ましくは１０００℃以上とする。鋼片加熱温度の上限は、特に限定しないが、鋼片加熱温度が高すぎる場合、後述の熱間圧延における熱間圧延温度が高くなりすぎる場合がある。熱間圧延は未再結晶温度域で実施され、ここではオーステナイト粒の粗大化を抑制する必要があるので、熱間圧延前の加熱における鋼片加熱温度は１２００℃以下が好ましい。
　ただし、鋼片のＡｃ３点が９５０℃以上である場合、鋼片をオーステナイト域で熱間圧延するためには、鋼片を、熱間圧延に供する前に、Ａｃ３点以上に加熱する必要がある。Ａｃ３点とは、鋼を加熱した際にフェライトからオーステナイトへの変態が完了する温度であり、鋼の化学成分に応じて異なる。Ａｃ３点は、以下の式（４）に基づいて近似的に算出することができる。数式における、括弧で囲まれた元素記号は、厚鋼板の成分組成（即ち鋼管の鋼板の成分組成）における単位質量％での含有量を示す。
　Ａｃ３＝９３７．２－４３６．５×［Ｃ］＋５６×［Ｓｉ］－１９．７×［Ｍｎ］－１６．３×［Ｃｕ］－２６．６×［Ｎｉ］－４．９×［Ｃｒ］＋３８．１×［Ｍｏ］＋１２４．８×［Ｖ］＋１３６．３×［Ｔｉ］－１９．１×［Ｎｂ］＋１９８．４×［Ａｌ］＋３３１５×［Ｂ］・・・（４）
　式（４）において、括弧で囲まれた元素記号は、これに係る元素の単位質量％での鋼片の成分組成における含有量を示す。
　熱間圧延における未再結晶温度域圧延での圧下比：３以上
　上述された温度以上に加熱した鋼片を、熱間圧延する。この熱間圧延は、再結晶温度域で実施される熱間圧延と、未再結晶温度域で行われる熱間圧延とからなる。再結晶温度域で実施される熱間圧延の条件は、未再結晶域で実施される熱間圧延を後述する所定条件下で行うことを妨げない限り、特に制限されない。
　未再結晶温度域では、圧下比３以上で熱間圧延する必要がある。なお、未再結晶温度域における熱間圧延が複数パスに分けて行われる場合、未再結晶温度域における全パスの総圧下比が３以上とされる必要がある。この未再結晶温度域における熱間圧延により、結晶粒を微細にし、有効結晶粒径が２０μｍ以下の金属組織を確保する。未再結晶温度域における熱間圧延の圧下比は、所望の板厚に応じて適宜設定すればよいので、圧下比の上限は特に限定しないが、通常、５以下である。
　熱間圧延終了温度：（Ａｒ３点－１０℃）超
　熱間圧延終了温度Ｔｚ（℃）はＡｒ３点－１０℃を超える温度、即ち、オーステナイト域、及びこれをわずかに下回る温度域内の温度とする（図１参照）。熱間圧延終了温度Ｔｚとは、熱間圧延における最後の圧延パスを出た直後の厚鋼板の表面温度である。熱間圧延終了後の制御冷却及び復熱により、鋼板表層、板厚１／４ｔ部、及び、板厚１／２ｔ部のそれぞれにおいて、所要の金属組織を形成する。これを実現するために、熱間圧延終了後、制御冷却前の鋼板組織を実質的にオーステナイトにしておくことが必要である。なお、Ａｒ３点とは、鋼を冷却した際にオーステナイトからフェライトへの変態が開始する温度であり、鋼の化学成分に応じて異なる。Ａｒ３点は、以下の式（５）に基づいて近似的に算出することができる。数式における、括弧で囲まれた元素記号は、厚鋼板の成分組成（即ち鋼管の鋼板の成分組成）における単位質量％での含有量を示し、記号「ｔ」は厚鋼板の単位ｍｍでの板厚を示す。なおオーステナイト域で熱間圧延を終了するという点に鑑みると、熱間圧延終了温度Ｔｚは、Ａｒ３点以上とされることが好ましいので、図１においてはＴｚがＡｒ３点より高い温度として記載されている。しかし、熱間圧延終了温度ＴｚをＡｒ３点－１０℃超とすれば、熱間圧延終了後、制御冷却前の鋼板組織を実質的にオーステナイトにしておくことができる。
　Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０×［Ｃ］－８０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｕ］－１５×［Ｃｒ］－５５×［Ｎｉ］－８０×［Ｍｏ］＋０．３５（ｔ－８）・・・（５）
　式（５）において、括弧で囲まれた元素記号は、これに係る元素の単位質量％での鋼板の成分組成における含有量を示す。
　熱間圧延終了後の制御冷却（第１冷却）
　熱間圧延終了温度Ｔｚ（℃）の厚鋼板の表面を、５００℃未満の冷却停止温度Ｔｂ（℃）まで、冷却速度Ｖｃで制御冷却する（図１中「冷却曲線Ａ」参照）。冷却停止温度Ｔｂとは、第１冷却及び復熱の過程における鋼板の表面の最低温度であり、通常は、鋼板の表面への冷媒の噴射が終了した瞬間の厚鋼板の表面の温度である。冷却速度Ｖｃとは、熱間圧延終了温度Ｔｚと冷却停止温度Ｔｂとの差を、厚鋼板表面温度が熱間圧延終了温度Ｔｚから冷却停止温度Ｔｂまで低下するのに要する時間で割った値である。冷却速度Ｖｃの最適な値は、圧延終了温度Ｔｚ（℃）及び鋼種によって異なるので、厚鋼板の表面の冷却速度Ｖｃは特に限定されないが、５０℃／秒以上が好ましい。この制御冷却で、鋼板表層の金属組織を上述の範囲内とすることができる。
　鋼板表層の金属組織を一層好ましいものとするために、厚鋼板の表面の冷却速度Ｖｃは、下記式（６）及び式（７）で定義する臨界冷却速度Ｖｃ９０以上とすることが好ましい。臨界冷却速度Ｖｃ９０は、組織をマルテンサイト組織にするために必要とされる最小の冷却速度を示す。
　　Ｖｃ９０＝１０（３．６９－０．７５×β）・・・（６）
　　β＝２．７×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．４５×（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）＋２×［Ｖ］＋０．８×［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］・・・（７）
　式（７）において、括弧で囲まれた元素記号は、これに係る元素の単位質量％での含有量を示す。
　厚鋼板の表面の冷却停止温度Ｔｂ（℃）：５００℃未満
　厚鋼板の表面の冷却停止温度Ｔｂ（℃）が５００℃以上であると、鋼板の強度が低下するので、厚鋼板の表面の冷却停止温度Ｔｂ（℃）は５００℃未満とする。
　鋼板の表層に面積率５０％以下のポリゴナルフェライトを確保するために、厚鋼板の表面の冷却停止温度Ｔｂ（℃）は、Ｍｓ点－５０℃以上Ｍｓ点＋５０℃以下とすることが好ましい（図１「冷却曲線Ａ」参照）。Ｍｓ点は、下記式（８）によって求められる。
　Ｍｓ＝５４５－３３０×［Ｃ］＋２×［Ａｌ］－１４×［Ｃｒ］－１３×［Ｃｕ］－２３×［Ｍｎ］－５×［Ｍｏ］－４×［Ｎｂ］－１３×［Ｎｉ］－７×［Ｓｉ］＋３×［Ｔｉ］＋４×［Ｖ］・・・（８）
　式（８）において、括弧で囲まれた元素記号は、これに係る元素の単位質量％での含有量を示す。
　なお、第１冷却の後に鋼板に生じる復熱は、鋼板表面と鋼板内部との温度差に起因する。従って、この温度差を第１冷却の際に制御することにより、復熱の形態を制御することができる。第１冷却を、冷却水などの冷媒を鋼板に噴射することにより実施している場合、鋼板内部の温度は、鋼板の厚さ、熱間圧延終了温度Ｔｚ、冷媒の温度、冷媒の流量、及び冷媒の流速等の要素に影響される。これら要素を変化させることにより、鋼板内部の温度を制御でき、従って復熱の形態を制御できる。鋼板内部の温度に影響を及ぼし得る要素を変数とした熱挙動シミュレーションを行うことにより、鋼板内部の温度を制御するための条件を確定することができる。
　第１冷却においては、鋼板表面の冷却速度及び冷却停止温度を上述のように制御することに加えて、続く復熱の形態を後述する所定範囲内とするように、冷媒の噴射条件を制御する必要がある。
　制御冷却後の復熱
　制御冷却後、鋼板表面を、冷却停止温度Ｔｂ（℃）から５５０～６５０℃の温度域にある復熱温度Ｔｘ（℃）まで、復熱速度Ｖｒ（℃／秒）で復熱させる（図１「冷却曲線Ａ」参照）。復熱温度Ｔｘは、復熱の際の厚鋼板表面の最大温度と定義され、復熱速度Ｖｒは、冷却停止温度Ｔｂと復熱温度Ｔｘとの差を、厚鋼板表面温度が冷却停止温度Ｔｂから復熱温度Ｔｘまで上昇するのに要する時間で割った値と定義される。鋼板表面の復熱速度Ｖｒは、５０℃／秒以上とすることが好ましい。
　この復熱により、鋼板表層において生成したマルテンサイトが焼き戻されて、
　（ａ）面積率で５０％以下のポリゴナルフェライトと、
　（ｂ）残部：ベイナイト、アシキュラーフェライト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上、
からなる金属組織を得ることができる。
　また、５５０～６５０℃の温度域の復熱温度Ｔｘ（℃）まで鋼板表面を復熱させる際には、図１中の冷却曲線Ｂに示すように、板厚１／４ｔ部が６５０～７５０℃のフェライト域である温度範囲Ｔｆ（℃）に１秒以上（図１中「ｔ」参照）保持される必要がある。板厚１／４ｔ部を温度範囲Ｔｆ内に１秒以上保持することによって、板厚１／４ｔ部に軟質なポリゴナルフェライトが生成し、板厚１／４ｔ部において上述された金属組織を得ることができる。なお、復熱における「温度保持」とは、厳密な等温保持のみならず、温度変化速度を±５℃／ｓｅｃ以下に抑制することを含む。従って「板厚１／４ｔ部が６５０～７５０℃のフェライト域である温度範囲Ｔｆに１秒以上保持される」とは、板厚１／４ｔ部の冷却履歴が、温度範囲Ｔｆにおいて、温度変化速度が±５℃／ｓｅｃ以下に抑制された期間を１秒以上有することを意味する。
　通常の制御冷却及び復熱においては、板厚１／４ｔ部において、上述のような温度保持は生じず、例えば図１の破線のような温度履歴が生じる。しかし、例えば１／２ｔ部と１／４ｔ部との間での温度差を大きくするように第１冷却での冷却条件を制御し、復熱の際に１／２ｔ部から１／４ｔ部への熱移動が生じるようにすることで、上述の温度保持を達成することができる。１／２ｔ部と１／４ｔ部との間での温度差を大きくする冷却条件は、上述のように、鋼板内部の温度に影響を及ぼし得る要素を変数とした熱挙動シミュレーションを行うことにより得られる。
　また、復熱後の鋼板表面温度Ｔｘが５５０℃未満であると、板厚１／４ｔ部の温度保持が温度範囲Ｔｆ（℃）未満、即ち６５０℃未満で生じるので、板厚１／４ｔ部において、所要の金属組織を得ることができない。従って、復熱後の鋼板表面温度Ｔｘは５５０℃以上とする。鋼板表面温度Ｔｘは、好ましくは６００℃以上である。
　一方、復熱後の鋼板表面温度Ｔｘが６５０℃を超えると、板厚１／４ｔ部の温度保持が温度範囲Ｔｆ（℃）超、即ち７５０℃超で生じるので、同様に、板厚１／４ｔ部において、所要の金属組織を得ることができない。従って、復熱後の鋼板表面温度Ｔｘは６５０℃以下とする。鋼板表面温度Ｔｘは、好ましくは６３０℃以下である。
　復熱後の冷却（第２冷却）
　復熱後は、
　（ｉｉ－１）厚鋼板の表層は、そのまま冷却するか、又は、一旦冷却後再度復熱を行ってから室温まで冷却し、
　（ｉｉ－２）厚鋼板の１／４ｔ部は、少なくとも６００～５００℃の温度範囲においてフェライト及びベイナイト変態域に入る冷却速度で冷却し、
　（ｉｉ－３）厚鋼板の１／２ｔ部は、少なくとも６００～５００℃の温度範囲においてフェライト及びベイナイト変態域に入る冷却速度で冷却する。
　鋼板表層をそのまま冷却すると、
　（ａ）面積率で５％以下のポリゴナルフェライトと、
　（ｂ）ベイナイト、アシキュラーフェライト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上を含む残部と、を含む金属組織を有する表層を得ることができる。
　また、鋼板表層の冷却途中で、復熱を１回以上行うと、
　（ａ’）面積率で１０％以下のポリゴナルフェライトと、
　（ｂ’）ベイナイト、アシキュラーフェライト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上を含む残部と、を含む金属組織を有する表層を得ることができる。
　復熱後、１／４ｔ部を少なくとも６００～５００℃の温度範囲においてフェライト及びベイナイト変態域に入る冷却速度で冷却することにより、（ａ）面積率で３０％以下のポリゴナルフェライトと、（ｂ）残部：ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種、からなる金属組織を有する１／４ｔ部を得ることができる。フェライト及びベイナイト変態域に入る冷却速度は、鋼板の成分組成に応じて決まるものであり、実験により適宜求めることができる。
　また、復熱後、１／２ｔ部を少なくとも６００～５００℃の温度範囲においてフェライト及びベイナイト変態域に入る冷却速度で冷却することにより、面積率で１０％以上のポリゴナルフェライトと、（ｂ）残部：ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種、からなる金属組織を有する１／２ｔ部を得ることができる。フェライト及びベイナイト変態域に入る冷却速度は、鋼板の成分組成に応じて決まるものであり、実験により適宜求めることができる。
　本実施形態に係る鋼管の製造方法においては、厚鋼板の内部（１／４ｔ部及び１／２ｔ部）の温度を制御する必要があるが、厚鋼板の内部の温度履歴を測定することは困難である。厚鋼板の内部の温度履歴の測定は、例えば厚鋼板の内部に熱電対等の測温手段を配置した状態で種々の製造プロセスを実施すれば可能であるが、これは鋼管の生産性を大きく損なう。従って、上述の手段などによって得られた幾つかの実測データに基づくシミュレーションを行って、厚鋼板の内部温度履歴を推定し、この推定値に基づいて製造条件、特に冷却媒体の噴射条件等を決定しても良い。推定値に基づく操業であっても、本実施形態に係る鋼管を得ることができる。
　ここで、上述の製造方法に従って製造した板厚３０ｍｍの本実施形態に係る鋼管の鋼板の、板厚方向における好ましい硬度分布の一例を、図２に示す。硬度Ｈｖは、重さ１０ｋｇで測定した硬度である。
　図２に示されるように、本実施形態に係る鋼管では、鋼板の表層から１／２ｔ部までの硬度分布が均一化され、表層から１／２ｔ部までの硬度差が２０Ｈｖ未満となっている。１／２ｔ部での硬度の低下は、１／２ｔ部に面積率で３０％以下のポリゴナルフェライトが存在することにより生じる。この硬度低下は、鋼板の極低温靱性に大きな影響を与えない。ただし、１／２ｔ部でのポリゴナルフェライトの面積率が３０％を超えると、１／２ｔ部で、十分なシャルピー吸収エネルギーを確保することが難しい。鋼板の表層から１／２ｔ部までの硬度分布が均一化されているので、本実施形態に係る鋼管では、－６０℃でのシャルピー吸収エネルギーを２００Ｊ以上確保し、ＤＷＴＴ延性破面率を８５％以上確保することができる。
　鋼管用鋼板の成形手段は、特に限定されないが、寸法精度の点で、冷間加工が好ましい。温間加工や熱間加工も用いることができる。次に、筒状に成形した鋼管用鋼板の両端部を突き合せて溶接する。溶接手段も、特定の溶接に限定されないが、サブマージドアーク溶接が好ましい。
　本実施形態に係る鋼管の製造方法では、溶接部に靱性を阻害する組織（面積率で１０％を超えるフェライト・パーライト）が生成しないように、溶接部に熱処理を施してもよい。熱処理温度は、通常の温度範囲でよいが、特に、３００℃～Ａｃ１点の範囲が好ましい。
　本発明の別の実施形態に係る鋼板は、本実施形態に係る鋼管の鋼板（母材部）であり、上述された本実施形態に係る鋼管の製造方法における中間材の鋼管用鋼板である。即ち、本実施形態に係る鋼板は、成分組成が、単位質量％で、Ｃ：０．００５～０．１００％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｏ：０．０００１～０．００５％、Ｎｂ：０．０００１～０．２０％、Ｎ：０～０．００８％Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％Ｍｏ：０～１．００％Ｃｒ：０～１．００％、Ｖ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００５％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｔａ：０～０．０５０％Ｍｇ：０～０．０１０％、Ｃａ：０～０．００５％、ＲＥＭ：０～０．００５％、Ｙ：０～０．００５％、Ｈｆ：０～０．００５％、Ｒｅ：０～０．００５％、及びＷ：０～０．００５％を含み、残部がＦｅ及び不純物を含み、（ｉｉ）下記式（１）で定義するＣｅｑが０．３０～０．５３であり、且つ下記式（２）で定義するＰｃｍが０．１００～０．１６５であり、（ｉｉｉ－１）前記鋼板の表面から深さ１ｍｍまでの領域である表層の金属組織が、（ａ）面積率で０～５０％のポリゴナルフェライトと、（ｂ）ベイナイト、アシキュラーフェライト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上を含む残部とを含み、（ｉｉｉ－２）前記鋼板の１／４ｔ部の金属組織が、（ａ）面積率で１０～４０％のポリゴナルフェライトと、（ｂ）ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種を含む残部とを含み、（ｉｉｉ－３）前記鋼板の１／２ｔ部の金属組織が、（ａ）面積率で５～３０％のポリゴナルフェライトと、（ｂ）ベイナイト及びアシキュラーフェライトの１種又は２種を含む残部とを含み、（ｉｖ）前記鋼板の板厚面の有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、（ｖ）前記鋼板の前記板厚面において、板厚方向の硬度分布が下記式（３）を満たし、かつ、前記表層の硬度と前記１／２ｔ部の硬度との差が３０Ｈｖ以下である。
　　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５・・・式（１）
　　Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］・・・式（２）
　　前記表層の硬度≧前記１／４ｔ部（ｔ：板厚）の硬度≧前記１／２ｔ部の硬度・・・式（３）
　ここで、前記式（１）及び前記式（２）において、括弧で囲まれた元素記号は、これに係る元素の単位質量％での鋼板の成分組成における含有量を示す。
　本実施形態に係る鋼管の母材部（鋼板）には、熱処理を施す必要が無いので、本実施形態に係る鋼板は、上述された実施形態に係る鋼管の鋼板と実質的に同じである。それ故、本実施形態に係る鋼板は、上述された実施形態に係る鋼管と同様に、極低温環境に耐え得る機械特性を備える。また、上述された実施形態に係る鋼管の鋼板における好ましい限定条件は、本実施形態に係る鋼板にも適用可能である。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　（実施例１）
　表１～３に示す成分組成を有する溶鋼を連続鋳造して、２４０ｍｍ厚の鋼スラブを製造した。表１～３に示される各元素の含有量の単位は質量％であり、各発明例及び比較例の成分組成の残部は鉄及び不純物であった。なお、不純物水準以下である元素の含有量は、表中で空白として示した。また、本発明の範囲外である元素の含有量には、表中で下線を付した。また、表４に記載されたＣｅｑ、Ｐｃｍ、Ａｃ３、Ａｒ３、β、Ｖｃ９０、及びＭｓは、上述された式（１）、式（２）、及び式（４）～式（８）に基づいて算出されたものである。
　これら鋼スラブから、表５に示す熱間圧延条件及び表６に示す復熱条件で、表７に示す構成を有する鋼板を製造した。表において熱間圧延前の加熱温度を「加熱温度」と記載し、未再結晶温度域における熱間圧延の総圧下比を「圧下比」と記載し、熱間圧延後の厚鋼板の板厚を「板厚」と記載し、熱間圧延終了温度を「終了温度」と記載した。また、表に開示される厚鋼板の表層の復熱条件に関し、熱間圧延後の冷却速度を「冷却速度」と記載し、熱間圧延後の冷却の停止温度を「冷却停止温度」と記載し、復熱時の最高温度を「復熱温度」と記載した。表に開示される厚鋼板の１／４ｔ部の復熱条件に関し、復熱時に温度変化速度が±５℃／ｓｅｃ以下に抑制された期間における温度「保持温度」と記載し、復熱時に温度変化速度が±５℃／ｓｅｃ以下に抑制された期間の長さを「保持時間」と記載し、復熱後の６００～５００℃の温度範囲における冷却速度を「冷却速度」と記載した。表に開示される厚鋼板の１／２ｔ部の復熱条件に関し、復熱後の６００～５００℃の温度範囲における冷却速度を「冷却速度」と記載した。なお、製造条件のうち、厚鋼板の１／４ｔ部の保持温度、保持時間、及び６００～５００℃の温度範囲における冷却速度、並びに厚鋼板の１／２ｔ部の６００～５００℃の温度範囲における冷却速度は、冷却媒体の噴射条件、厚鋼板の表面温度履歴、厚鋼板の大きさ、及び熱間圧延終了温度を変数とするシミュレーションによって得られた推定値である。製造条件を示す表において、不適切な値には下線を付した。復熱時に厚鋼板の１／４ｔ部に上述の温度滞留が実質的に生じなかった場合、「保持温度」には記号「－」を記載し、保持時間は「０．０」と記載した。なお、全ての発明例及び比較例において、厚鋼板の１／４ｔ部の冷却速度、及び厚鋼板の１／２ｔ部の冷却速度は、フェライト及びベイナイト変態域に入る冷却速度とされた。
　鋼板の幅方向及び長手方向（鋼板長手方向と鋼管長手方向とは同一）の中心部から採取したサンプルを、以下の手段により評価した。評価結果を表７及び表８に示す。
　表面から深さ１ｍｍまでの領域である表層の硬度：鋼板断面における、鋼板表面から深さ０．５ｍｍの位置で、鋼板長手方向に１ｍｍ間隔で１０点のビッカース硬度測定を荷重１０ｋｇで実施し、これらの平均値を表層のビッカース硬度とみなした。
　１／４ｔ部の硬度：鋼板断面における、鋼板表面から深さ１／４ｔの位置で、鋼板長手方向に１ｍｍ間隔で１０点のビッカース硬度測定を荷重１０ｋｇで実施し、これらの平均値を表層のビッカース硬度とみなした。
　１／２ｔ部の硬度：鋼板断面における、鋼板表面から深さ１／２ｔの位置で、鋼板長手方向に１ｍｍ間隔で１０点のビッカース硬度測定を荷重１０ｋｇで実施し、これらの平均値を表層のビッカース硬度とみなした。
　表において、表層の硬度と１／２ｔ部の硬度との差を「硬度差」と記載した。本発明の範囲外となる硬度差には下線を付した。また、以下の硬度分布が満たされない試料においては、その１／４ｔ部の硬度に下線を付した。
　表層の硬度≧１／４ｔ部の硬度≧１／２ｔ部の硬度
　各部位における金属組織：試料の断面を研磨して、金属光沢のある観察面を形成し、この観察面をナイタール溶液（即ち、３％硝酸と９７％エタノール溶液）に浸漬して、エッチングした。試験片の観察面の組織を光学顕微鏡で観察した。光学顕微鏡写真を画像解析することにより、ポリゴナルフェライトの面積率（ＰＦ分率）を求めた。また、表層の金属組織において、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、アシキュラーフェライト、及び焼戻しマルテンサイト以外の組織が発見された場合、並びに１／４ｔ部及び１／２ｔ部の金属組織の残部において、ベイナイト、及びアシキュラーフェライト以外の組織が発見された場合、その旨を表に記載した。なお、鋼板の組織を示す表において、記号「Ｆ」はフェライト、記号「ＰＦ」はポリゴナルフェライト、記号「Ｍ」はマルテンサイト、記号「Ｂ」はベイナイト、記号「ＴＭ」は焼戻しマルテンサイト、記号「ＡＦ」はアシキュラーフェライト、記号「ＤＦ」は加工フェライト（Ｄｅｆｏｒｍｅｄ　Ｆｅｒｒｉｔｅ）である。組織が９９面積％以上のポリゴナルフェライト及び焼戻しマルテンサイトを含んでいた場合、表には「ＰＦ＋ＴＭ」と記載し、組織が９９面積％以上のポリゴナルフェライト及びベイナイトを含んでいた場合、表には「ＰＦ＋Ｂ」と記載し、組織が９９面積％以上のポリゴナルフェライト及びアシキュラーフェライトを含んでいた場合、表には「ＰＦ＋ＡＦ」と記載した。１面積％超のマルテンサイト、又は加工フェライトが組織に含まれていた場合、表にはその旨を記載した。
　板厚面の有効結晶粒径：ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて板厚面を分析することにより得られる、１５°以上の結晶方位差を有する境界で囲まれる部分（結晶粒）の円相当径の平均値を表に記載した。
　－６０℃でのシャルピー衝撃値（「ｖＥ－６０」）：ＪＩＳ　Ｚ　２２４２「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に準拠した試験を－６０℃で行うことによって得られた。試験片の採取位置は１／２ｔ部とした。
　ＤＷＴＴ延性破面率（「ＤＷＴＴ」）：ＡＰＩ　５Ｌ　２０００に準拠した試験によって得られた。
　幅方向の全厚の引張強度（「ＴＳ」）：ＡＰＩ　５Ｌ　２０００に準拠した試験によって得られた。
　－６０℃でのシャルピー衝撃値の合否基準値は２００Ｊとした。ＤＷＴＴ延性破面率の合否基準値は８５％とした。幅方向の全厚の引張強度の合否基準値は５３０ＭＰａとした。これらすべての合否基準を満たす鋼板は、強度及び低温靱性に優れた鋼板であると判断された。
　さらに図３～図５に、上述の手段によって観察した金属組織の写真を示す。
　図３に、表層の金属組織を示す。白い塊状の組織がポリゴナルフェライト（矢印で示す組織）であり、残りの部分が焼戻しマルテンサイト（丸で囲んだ組織）である。図４に、１／４ｔ部の金属組織を示す。白い塊状の組織がポリゴナルフェライト（矢印で示す組織）であり、残りの部分がベイナイト（丸で囲んだ組織）である。図５に、１／２ｔ部の金属組織を示す。白い塊状の組織がポリゴナルフェライト（矢印で示す組織）であり、残りの部分がベイナイト（丸で囲んだ組織）である。
　（実施例２）
　上述の実験によって得られた鋼板を円筒状に冷間加工し、円筒状鋼板の両端部を突き合せて、サブマージドアーク溶接して鋼管を製造した。鋼管Ａ２１の溶接部には、５５０℃に加熱する熱処理を施した。
　鋼管の溶接部を０°として９０°の位置から、母材部の－６０℃でのシャルピー衝撃値（「母材ｖＥ－６０」）、母材部のＤＷＴＴ延性破面率（「ＤＷＴＴ」）、及び、母材部の円周方向の全厚における降伏強度（「ＹＳ」）と引張強度（「ＴＳ」）を測定した。降伏強度は、応力－ひずみ曲線の０．５％アンダーロードでの値を用いて測定された。さらに、溶接部の靱性を評価するために、溶接部の－５０℃でのシャルピー衝撃値（「溶接部ｖＥ－５０」）を測定した。溶接部ｖＥ－５０は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」に準拠した試験を－５０℃で行うことによって得られた。試験片の採取位置は鋼管の外表面側とし、Ｖノッチは鋼管外面のＦＬ部（Ｆｕｓｉｏｎ　Ｌｉｎｅ　Ｐｏｒｔｉｏｎ）に形成された。その他の特性の測定方法は、実施例１における測定方法と同じであった。
　－６０℃でのシャルピー衝撃値（ｖＥ－６０）の合否基準値は２００Ｊとした。ＤＷＴＴ延性破面率の合否基準値は８５％とした。幅方向の全厚の引張強度（引張強度）の合否基準値は５３０ＭＰａとした。幅方向の全厚の降伏強度（降伏強度）の合否基準値は４５０ＭＰａとした。溶接部ｖＥ－５０の合否基準値は８０Ｊとした。これらすべての合否基準を満たす鋼管は、強度及び低温靱性に優れた鋼板であると判断された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表に開示される発明例及び比較例から、本発明に係る鋼管は、極低温環境での母材靱性、溶接部靱性、降伏応力、及び引張強度の全てが比較例である従来の鋼管よりも優れていることが解る。
　前述したように、本発明によれば、極低温環境に敷設するパイプライン用の鋼管、及びこれの材料である鋼板を提供することができる。よって、本発明は、鋼板製造産業及びエネルギー産業において利用可能性が高いものである。
１　鋼管
２　鋼板
３　溶接部

Claims (8)

  1. 　鋼管であって、
    　筒状の鋼板からなる母材部と、
    　前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、
    を有し、
    　前記鋼板の成分組成が、単位質量％で、
    　Ｃ　：０．０３０～０．１００％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．５０～２．５０％、
    　Ｐ　：０．０５０％以下、
    　Ｓ　：０．００５％以下、
    　Ａｌ：０．０４０％以下、
    　Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、
    　Ｏ　：０．００５％以下、
    　Ｎｂ：０．０００１～０．２０％、
    　Ｎ　：０～０．００８％、
    　Ｃｕ：０～１．００％、
    　Ｎｉ：０～１．００％、
    　Ｍｏ：０～１．００％、
    　Ｃｒ：０～１．００％、
    　Ｖ　：０～０．１０％、
    　Ｂ　：０～０．００５％、
    　Ｚｒ：０～０．０５０％、
    　Ｔａ：０～０．０５０％、
    　Ｍｇ：０～０．０１０％、
    　Ｃａ：０～０．００５％、
    　ＲＥＭ：０～０．００５％、
    　Ｙ　：０～０．００５％、
    　Ｈｆ：０～０．００５％、
    　Ｒｅ：０～０．００５％、及び
    　Ｗ　：０～０．００５％を含み、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　下記式１で定義するＣｅｑが０．３０～０．５３であり、且つ下記式２で定義するＰｃｍが０．１００～０．１６５であり、
    　前記鋼板の表面から深さ１ｍｍまでの領域である表層の金属組織が、面積率で０～５０％のポリゴナルフェライトと、ベイナイト、アシキュラーフェライト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上を含む残部とを含み、
    　前記鋼板の１／４ｔ部の金属組織が、面積率で１０～４０％の前記ポリゴナルフェライトと、前記ベイナイト及び前記アシキュラーフェライトの１種又は２種を含む残部とを含み、
    　前記鋼板の１／２ｔ部の金属組織が、面積率で５～３０％の前記ポリゴナルフェライトと、前記ベイナイト及び前記アシキュラーフェライトの１種又は２種を含む残部とを含み、
    　前記鋼板の板厚面の有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、
    　前記鋼板の前記板厚面において、板厚方向の硬度分布が下記式３を満たし、かつ、前記表層の硬度と前記１／２ｔ部の硬度との差が３０Ｈｖ以下である鋼管。
    　　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５・・・式１
    　　Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］・・・式２
    　　前記表層の前記硬度≧前記１／４ｔ部の前記硬度≧前記１／２ｔ部の前記硬度・・・式３
    　ここで、前記式１及び前記式２において、括弧で囲まれた元素記号は、これに係る元素の単位質量％での前記鋼板の前記成分組成における含有量を示す。
  2. 　前記鋼板の前記成分組成において、単位質量％で、
    　Ｎ：０．００１～０．００８％
    である請求項１に記載の鋼管。
  3. 　前記鋼板の前記成分組成が、単位質量％で、
    　Ｃｕ：０．０５～１．００％、
    　Ｎｉ：０．０５～１．００％、
    　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｃｒ：０．０１～１．００％、
    　Ｖ　：０．０１～０．１０％、
    　Ｂ　：０．０００１～０．００５％、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、
    　Ｔａ：０．０００１～０．０５０％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．００５％、
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％、
    　Ｙ　：０．０００１～０．００５％、
    　Ｈｆ：０．０００１～０．００５％、
    　Ｒｅ：０．０００１～０．００５％、及び
    　Ｗ　：０．０００１～０．００５％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含む請求項１又は２に記載の鋼管。
  4. 　前記鋼板の前記成分組成において、単位質量％で、
    　Ａｌ：０．００５％以下
    である請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼管。
  5. 　前記鋼板の前記表層の前記金属組織が、前記焼戻しマルテンサイトを面積率で１％以上含有する請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼管。
  6. 　前記Ｐｃｍが０．１００～０．１４０である請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼管。
  7. 　前記鋼板の板厚が２５．４ｍｍ以上であり、
    　前記Ｃｅｑが０．３５～０．５３である請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼管。
  8. 　請求項１～７のいずれか一項に記載の鋼管の前記鋼板である鋼板。
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