(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
引張強さが少なくとも900MPa（130ksi）であり、−40℃（−40゜F）で測定したときの衝撃エネルギーが120J（90ft−lbs）より大きく、マルテンサイトと下部ベイナイトの混合構造を含むミクロ構造を有し、（ｉ）前記混合構造が前記ミクロ構造中少なくとも90vol.％を占め、前記ミクロ構造の残部は、残留オーステナイト、上部ベイナイト、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、及びフェライトからなる群から選択される１つ以上の構造からなり、（ii）前記下部ベイナイトが前記混合構造中少なくとも2vol.％を占め、（iii）前オーステナイト粒のアスペクト比が少なくとも３である焼戻ししない鋼であって、鉄及び下記の指定した重量％の添加物：
C:0.02〜0.1％；
Mn:0.2〜1.7％未満；
Ni:0.2〜1.2％；
Nb:0.01〜0.1％；
Ti:0.005〜0.03％；及び
N:0.001〜0.006％；
及び
P:0.015％以下及びS:0.003％以下からなる他の不純物
からなる再熱鋼スラブから製造され、下記式｛１｝で定義されるVs値が0.15〜0.42であり、炭化物サイズが５ミクロン未満である、前記鋼。
0003545770.tif 000015
（式中、各原子記号はその含量（wt.％）を表す。）
【請求項２】
Vs値が0.28〜0.42である、請求項１記載の鋼。
【請求項３】
更に、（ｉ）0.6wt.％未満のCu、（ii）0.8wt.％未満のCr、（iii）0.6wt.％未満のMo、（iv）0.1wt.％未満のＶ、（ｖ）0.0025wt.％未満のＢ、及び（vi）0.006wt.％未満のCaからなる群から選択される少なくとも１つの添加剤を含む請求項１記載の鋼。
【請求項４】
更に下記式｛２｝で定義されるCeq値が0.4〜0.7である、請求項１記載の鋼。
｛２｝:Ceq＝Ｃ＋（Mn/6）＋｛（Cu＋Ni）/15｝＋｛（Cr＋Mo＋Ｖ）/5｝（式中、各原子記号はその含量（wt.％）を表す。）
【請求項５】
ホウ素含量が０〜0.0003wt.％である、請求項１記載の鋼。
【請求項６】
ホウ素含量が０〜0.0003wt.％であり、下記式｛２｝で定義されるCeq値が0.53〜0.7である、請求項１記載の鋼。
｛２｝Ceq＝Ｃ＋（Mn/6）＋｛（Cu＋Ni）/15｝＋｛（Cr＋Mo＋Ｖ）/5｝（式中、各原子記号はその含量（wt.％）を表す。）
【請求項７】
ホウ素含量が0.0003〜0.0025wt.％である、請求項１記載の鋼。
【請求項８】
ホウ素含量が0.0003〜0.0025wt.％であり、下記式｛２｝で定義されるCeq値が0.4〜0.58である、請求項１記載の鋼。
｛２｝Ceq＝Ｃ＋（Mn/6）＋｛（Cu＋Ni）/15｝＋｛（Cr＋Mo＋Ｖ）/5｝（式中、各原子記号はその含量（wt.％）を表す。）
【請求項９】
0.2〜1.7wt.％未満のMnを含み、引張強さが少なくとも900MPa（130ksi）であり、−40℃（−40゜F）で測定したときの衝撃エネルギーが120J（90ft−lbs）より大きく、ミクロ構造がマルテンサイトと下部ベイナイトの混合構造を含み、（ｉ）前記混合構造が前記ミクロ構造中少なくとも90vol.％を占め、前記ミクロ構造の残部は、残留オーステナイト、上部ベイナイト、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、及びフェライトからなる群から選択される１つ以上の構造からなり、（ii）前記下部ベイナイトが前記混合構造中少なくとも2vol.％を占め、（iii）前オーステナイト粒のアスペクト比が少なくとも３である鋼板の調製方法であって、
（ａ）鋼スラブを950〜1250℃（1742〜2282゜F）の温度に加熱する工程；
（ｂ）前記鋼スラブを950℃（1742゜F）以下の温度における蓄積加工率が少なくとも25％である条件下で熱間圧延して鋼板を形成する工程；
（ｃ）その熱間圧延工程をAr3変態温度以上又は700℃（1292゜F）以上の温度で完了する工程；及び
（ｄ）前記鋼板を700℃（1292゜F）以上の温度から前記鋼板の実質的な中心で測定した10〜45℃／秒（18〜81゜F／秒）の冷却速度で前記鋼板の実質的な中心が450℃（842゜F）以下の温度まで冷却されるまで冷却して、（ｉ）前記混合構造が前記ミクロ構造中少なくとも90vol.％を占め、前記ミクロ構造の残部は、残留オーステナイト、上部ベイナイト、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、及びフェライトからなる群から選択される１つ以上の構造からなり、（ii）前記下部ベイナイトが前記混合構造中少なくとも2vol.％を占め、（iii）前オーステナイト粒のアスペクト比が少なくとも３であり、少なくとも900MPa（130ksi）の引張強さを有し、−40℃（−40゜F）で測定したときの衝撃エネルギーが120J（90ft−lbs）より大きいマルテンサイトと下部ベイナイトの混合構造への前記鋼板の変形の完成を促進し、焼戻しせずに生成鋼を形成する工程
を含む、前記方法。
【請求項１０】
前記鋼板が鉄及び下記の指定した重量％の添加物：
C:0.02〜0.1％；
Mn:0.2〜1.7％未満；
Ni:0.2〜1.2％；
Nb:0.01〜0.1％；
Ti:0.005〜0.03％；及び
N:0.001〜0.006％；
及び
P:0.015％以下及びS:0.003％以下からなる他の不純物
を指定した重量％で含み、前記鋼板の下記式｛１｝で定義されるVs値が0.15〜0.42であり、炭化物サイズが５ミクロン未満である、請求項９記載の方法。
0003545770.tif 000016
（式中、各原子記号はその含量（wt.％）を表す。）
【請求項１１】
前記鋼板のVs値が0.28〜0.42である、請求項10記載の方法。
【請求項１２】
前記鋼板が、更に、（ｉ）0.6wt.％未満のCu、（ii）0.8wt.％未満のCr、（iii）0.6wt.％未満のMo、（iv）0.1wt.％未満のＶ、（ｖ）0.0025wt.％未満のＢ、及び（vi）0.006wt.％未満のCaからなる群から選択される少なくとも１つの添加剤
からなる請求項10記載の方法。
【請求項１３】
前記鋼板の下記式｛２｝で定義されるCeq値が0.4〜0.7である、請求項10記載の方法。
0003545770.tif 000017
（式中、各原子記号はその含量（wt.％）を表す。）
【請求項１４】
更に、（ｉ）0.6wt.％未満のSi、及び（ii）0.1wt.％未満のAlからなる群から選択される少なくとも１つの添加剤からなる請求項１から８のいずれか一項記載の鋼。
【請求項１５】
前記鋼板が、更に、（ｉ）0.6wt.％未満のSi、及び（ii）0.1wt.％未満のAlからなる群から選択される少なくとも１つの添加剤からなる請求項10から13のいずれか一項記載の方法。
【発明の詳細な説明】
発明の分野
本発明は、厚みのあらゆる部分で靭性が優れ、溶接継手の特性が優れ、引張強さ（TS）が少なくとも900MPa（130ksi）である高張力鋼に関する。更に詳細には、本発明は、天然ガス、原油等の輸送用ラインパイプを建設するための高張力鋼板、及びその高張力鋼板の製造方法に関する。
発明の背景
長い距離にわたって天然ガスや原油を輸送するためのパイプラインにおいては、輸送コストの低下が一般的に求められ、最大加工圧を高めることにより輸送効率を改善することに努力を集中してきた。最大加工圧を高める標準方法は、強度グレードの低い鋼のラインパイプの壁厚を増大させることを必要とする。しかしながら、構造上の重量が増加するために、この方法はオンサイト溶接の効率の低下とパイプライン全体の建設効率の低下をまねく。代替的方法は、ラインパイプ材料の強度を高めることにより壁厚の増大を制限するものである。例えば、米国石油協会（API）は最近X80グレード鋼を規格化し、X80グレード鋼を実用的な使用に入れた。“X80"は、降伏強さ（YS）が少なくとも551MPa（80ksi）を意味する。
強度のより高い鋼がますます必要とすることが予想される観点から、X80グレード鋼を製造するために用いられる手法に基づいてX100以上のグレードの鋼を製造するいくつかの方法が提案された。例えば、強度と靭性がミクロ構造のCu析出硬化と調質によって高められる鋼及びその製造方法が提案された（日本特許公開公報第８−104922号）。強度と靭性がミクロ構造のMn含量の増加と調質によって高められる鋼及びその製造方法も提案された｛欧州特許出願第0753596A1号（国際出願第96/23083号）及び欧州特許出願第0757113A1号（国際出願第96/23909号）｝。
しかしながら、上記の鋼及び方法は次の問題点を含んでいる。Cu析出硬化を用いる前者の方法は、鋼に高い強度と優れた現場溶接性の双方を与えるが、Cu析出物（ε−Cu相）が鋼マトリックス内に分散されるために鋼に充分な靭性を与える点では一般的には効果がない。また、Mnを1wt.％の過剰量で含有する後者の高張力鋼は連続鋳造法（CC法）によって製造される場合、中心線偏析のために鋼板の厚さの中心の靭性の低下が生じる傾向がある。連続鋳造法によって製造されない鋼、即ち、スラブがインゴット製造及び分塊圧延によってされなければならない鋼は連続鋳造法によって製造されるよりも歩留まりがかなり低い傾向がある。インゴット製造法によって調製された鋼は、インゴット製造法に伴う経費のためにラインパイプを製造するのに使用する大量製造に望ましくない。
更に、Koo ＆ Lutonの米国特許第5,545,269号、同第5,545,270号及び同第5,531,842号に開示されているようにラインパイプの前駆体として降伏強さが少なくとも830MPa（120ksi）及び引張強さが少なくとも900MPa（130ksi）である優れた強度の鋼を製造することが実用的であることがわかった。ε−Cuとバナジウム、ニオブ及びモリブデンの炭化物又は窒化物又は炭窒化物の析出物によって二次的に硬化される主にきめの細かい焼戻しマルテンサイト及びベイナイトを含む実質的に一様なミクロ構造が製造される米国特許第5,545,269号のKoo ＆ Lutonによって記載された鋼の強度は、鋼化学と処理法間のバランスによって達成されている。
Koo ＆ Lutonの米国特許第5,545,269号には、仕上熱間圧延温度から400℃（752゜F）以下の温度に少なくとも20℃／秒（36゜F／秒）、好ましくは30℃／秒（54゜F／秒）の速度で急冷して主にマルテンサイトとベイナイトのミクロ構造を製造する高張力鋼の製造方法が記載されている。更に、所望のミクロ構造と特性を得るために、Koo ＆ Lutonによる発明は鋼板がAc1変態点以下の温度、即ち、加熱中にオーステナイトが形成し始める温度でε銅とバナジウム、ニオブ及びモリブデンの炭化物又は窒化物又は炭窒化物の析出を生じるのに十分な時間水冷した板を焼戻すことを含む追加の処理工程による二次硬化方法に供することを必要とする。その鋼における焼入れ後の焼戻しの追加の処理工程により、引張強さに対する降伏強さ比は0.93を超える結果となる。好ましいパイプライン設計の観点から、高張力を維持しつつ引張強さに対する降伏強さ比を0.93より低く保つことが望ましい。
これらの問題点を解決する方法は、鋼中に高ニッケル含量を用いるものである。米国特許第5,545,269号は、2wt.％までのニッケルを含むものである。しかしながら、鋼中の炭素含量と他の合金元素によっては、高ニッケル含量、例えば、1.5wt.％より多くを用いるとパイプライン建設中にガース溶接の溶接性が低下する。更に、ニッケルの添加が合金コストを上げる。従って、本発明の目的は、引張強さに対する降伏強さの比が良好であり、即ち、0.93未満であり、連続鋳造法で製造され、厚みのあらゆる部分で靭性が優れ、溶接継手の特性が優れ、TSが少なくとも900MPa（130ksi）であり、−40℃（−40゜F）の衝撃エネルギー（例えば、−40℃でのvE）が120J（90ft−lbs）より大きい高張力鋼を提供することである。本発明の目的は、更に、割れがないような良好な溶接性を有し、熱影響部（HAZ）、又は溶接継手の−20℃（−４゜F）における衝撃エネルギー（例えば、−20℃でのvE）が70J（52ft−lbs）である鋼を提供することである。
発明の要約
引張強さ（TS）が少なくとも900MPa（130ksi）でありかつ厚みのあらゆる部分で靭性が優れている高張力鋼を、そのスラブが連続鋳造法によって製造される場合にさえも得る試みにおいて、本発明の発明者らは組成の異なる多くの鋼を実験し、次のことを確認した。
Mn含量が少なくとも1wt.％の高張力鋼が連続鋳造法によって製造される場合、下記式｛１｝で表されるVs値を0.42以下に制限することは中心線偏析を顕著に減少させる傾向がある。結果として、壁厚の中心の靭性は著しく改善される。Mn含量が1.7wt.％未満である場合、Vs値の上記の制限は特に効果的である。
0003545770.tif 000002
（式中、各原子記号はその含量（wt.％）を表す。）
脆性破壊の発生には、脆性破壊の開始部位として働く欠陥の存在が必要である。鋼のTSが大きくなるにつれて、脆性破壊を開始するために必要とされる欠陥の臨界サイズは通常は小さくなる。鋼中に十分に分散されているセメンタイトのような炭化物は、分散硬化に不可欠であるが、それ自体が非常に硬質で脆性であるので脆性破壊の観点から欠陥の種類としてみなされる。従って、高張力鋼については、炭化物のサイズはあるレベルに制限されることが好ましい。脆性破壊の発生は炭化物の平均サイズより最大サイズによって求められる。即ち、最大サイズを有する炭化物は脆性破壊の開始部位として働く。炭化物の平均サイズは最大サイズに関係するが、鋼の靭性を制御するために炭化物の最大サイズを指定することは重要である。
炭化物の最大サイズの特定化は、鋼板厚の中心だけでなく鋼板厚の残りの部分にも適用できる。しかし、より重要な特定化は、Ｃ、Mn等が濃縮する傾向がある鋼板厚の中心、又は実質的な中心についてである。
靭性と強度のつりあいの良好な高張力鋼は、次にミクロ構造条件を満たすことによって得られる。マルテンサイトとベイナイトの混合構造は全ミクロ構造の少なくとも90vol.％を占め、下部ベイナイトは混合構造の少なくとも2vol.％を占め、前オーステナイト粒のアスペクト比（本明細書で定義される）は少なくとも３であるように調整される。本説明と請求の範囲に用いられる非結晶状態、前オーステナイト粒におけるオーステナイト粒のアスペクト比は次のように定義される。アスペクト比＝圧延方向に伸びた粒の直径（長さ）／板厚の方向に測定したオーステナイト粒の直径（幅）
本発明の要旨は、下記の高張力鋼及びその製造方法を抵抗することである。
（１）引張強さが少なくとも900MPa（130ksi）であり、重量％に基づいて次の組成：炭素（Ｃ）:0.02〜0.1％；シリコン（Si）:0.6％以下；マンガン（Mn）:0.2〜2.5％；ニッケル（Ni）:0.2〜1.2％；ニオブ（Nb）:0.01〜0.1％；チタン（Ti）:0.005〜0.03％；アルミニウム（Al）:0.1％以下；窒素（Ｎ）:0.001〜0.006％；銅（Cu）:0〜0.6％；クロム（Cr）:0〜0.8％；モリブデン（Mo）:0〜0.6％；バナジウム（Ｖ）:0〜0.1％；ホウ素（Ｂ）:0〜0.0025％；及びカルシウム（Ca）:0〜0.006％を有し；下記式｛１｝で定義されるVs値が好ましくは0.15〜、更に好ましくは0.28〜0.42であり；不純物中のリン（Ｐ）とイオウ（Ｓ）が各々0.015wt.％以下と0.003wt.％以下の量で含まれ、鋼中の炭化物のサイズが縦方向に５μｍ以内である高張力鋼。
0003545770.tif 000003
（式中、各原子記号はその含量（wt.％）を表す。）
（２）ミクロ構造が下記の条件（ａ）を満たす上記（１）に記載された鋼張力鋼。
（ａ）実質的にマルテンサイト及び下部ベイナイトを含む混合構造はミクロ構造中少なくとも90vol.％を占め；該下部ベイナイトは該混合構造中少なくとも2vol.％を占め；前オーステナイト粒のアスペクト比は少なくとも３である。
（３）下記式｛２｝によって定義されるCeq値が0.4〜0.7である上記（１）に記載された高張力鋼。
0003545770.tif 000004
（式中、各原子記号はその含量（wt.％）を表す。）
（４）ミクロ構造が下記の条件（ａ）を満たし、Ceq値が0.4〜0.7である上記（１）に記載された鋼張力鋼。
（ａ）実質的にマルテンサイト及び下部ベイナイトを含む混合構造はミクロ構造中少なくとも90vol.％を占め；該下部ベイナイトは該混合構造中少なくとも2vol.％を占め；前オーステナイト粒のアスペクト比は少なくとも３である。
（５）マンガン含量が0.2〜0.7wt.％、好ましくは1.7wt.％を含まず、ホウ素含量が０〜0.0003wt.％である上記（１）に記載された実質的にホウ素を含まない高張力鋼。
（６）マンガン含量が0.2〜1.7wt.％、好ましくは1.7wt.％を含まず、ホウ素含量が０〜0.0003wt.％である上記（２）に記載された実質的にホウ素を含まない高張力鋼。
（７）マンガン含量が0.2〜1.7wt.％、好ましくは1.7wt.％を含まず、ホウ素含量が０〜0.0003wt.％であり、Ceq値が0.53〜0.7である上記（３）に記載された実質的にホウ素を含まない高張力鋼。
（８）マンガン含量が0.2〜1.7wt.％、好ましくは1.7wt.％を含まず、ホウ素含量が０〜0.0003wt.％であり、Ceq値が0.53〜0.7である上記（４）に記載された実質的にホウ素を含まない高張力鋼。
（９）マンガン含量が0.2〜1.7wt.％、好ましくは1.7wt.％を含まず、ホウ素含量が0.0003〜0.0025wt.％である上記（１）に記載された高張力鋼。
（10）マンガン含量が0.2〜1.7wt.％、好ましくは1.7wt.％を含まず、ホウ素含量が0.0003〜0.0025wt.％である上記（２）に記載された高張力鋼。
（11）マンガン含量が0.2〜1.7wt.％、好ましくは1.7wt.％を含まず、ホウ素含量が0.0003〜0.0025wt.％であり、Ceq値が0.4〜0.58である上記（３）に記載された高張力鋼。
（12）マンガン含量が0.2〜1.7wt.％、好ましくは1.7wt.％を含まず、ホウ素含量が0.0003〜0.0025wt.％であり、Ceq値が0.4〜0.58である上記（４）に記載された高張力鋼。
（13）上記（１）、（２）、（３）、（４）、（５）、（６）、（７）、（８）、（９）、（10）、（11）又は（12）のいずれかに記載された化学組成を有する高張力鋼の製造方法は、鋼スラブを950〜1250℃（1742〜2282゜F）の温度に加熱する工程；該鋼スラブを950℃（1742゜F）以下の温度における蓄積加工率が少なくとも25％である条件で熱間圧延する工程;Ar3変態温度（即ち、冷却中にオーステナイトがフェライトに変化し始める温度）以上又は700℃（1292゜F）以上の温度で該熱間圧延を完了する工程；及びその熱間圧延した鋼板を700℃（1292゜F）以上の温度から該鋼板の中心又は実質的な中心で測定した10〜45℃／秒（18〜81゜F／秒）の冷却速度で中心又は実質的な中心が450℃（842゜F）以下の温度に冷却されるまで冷却する工程を含む。
（14）その圧延した鋼板を675℃（1247゜F）以下の温度で焼戻しする工程を更に含む、上記（13）に記載された高張力鋼板の製造方法。
本発明の上記鋼は主に連続鋳造法によって製造されるものであるが、インゴット製造法によっても製造される。従って、本説明及び請求の範囲に用いられる“鋼スラブ”は連続鋳造鋼スラブ又はインゴットを分塊圧延することにより得られるスラブである。
上記鋼は、合金成分を上記範囲の含量で含むだけでなく既知の微量元素をその微量元素によって通常得られる適切な効果を得るために含有させることができる。例えば、介在物の形を制御するために及び溶接熱影響部（HAZ）の靭性を改善するために希土類微量元素等が含められる。
実施態様においては、“炭化物”は、電子顕微鏡によって鋼のミクロ構造の抽出レプリカを観察することによって見られる。本明細書に用いられる“縦方向のサイズ”は、電子顕微鏡の2000倍の視野の中に見られる全炭化物中の最大炭化物の“最長径”を意味する。本説明及び請求の範囲に用いられる“炭化物サイズ”は電子顕微鏡によって2000倍で測定した抽出レプリカの10の視野に見られる最大炭化物の縦方向のサイズの平均値を示す。板厚、板厚の1/4の中心、又は実質的な中心、及び表面層の各々で測定した炭化物サイズ、又は最大炭化物の平均値、又は縦方向の平均最大サイズは上記範囲内に入ることが好ましい。
上記ミクロ構造がマルテンサイトと下部ベイナイト以外の構造として残留オーステナイトを含む場合、残留オーステナイトの体積％がＸ線回折により得られる。マルテンサイト及び下部ベイナイト以外の相、例えば、上部ベイナイト及びパーライトは、光学顕微鏡によってピクラールでエッチングした金属を見出すことにより上記混合構造から区別される。また、炭化物が各構造の形態学的特徴をもつので、2000倍の電子顕微鏡によって炭化物抽出レプリカを見ることにより炭化物が同定される。その同定が上記方法によって得ることが難しい場合、その同定を得るために透過電子顕微鏡によって薄い試料が見られる。この方法は高倍率での観察を必要とすることから、多くの視野、例えば、10以上の視野を観察することにより適切な結果が得られる。
上記のマルテンサイトと下部ベイナイトの混合構造中の下部ベイナイトの体積％を測定するために、炭化物抽出レプリカ又は薄い試料が電子顕微鏡によって観察される。他の方法によれば、変形と共にシミュレートした連続冷却変態図が試験中の鋼に適用される。その図は加工フォーマスター試験機を用いて得られ、混合ミクロ構造又は下部ベイナイトの体積％は個々の冷却速度について正確に測定される。これにより、鋼の実際の加工率と冷却速度に従ってミクロ構造の非常に正確な定量が可能である。
本説明及び請求の範囲に用いられる“鋼”は、主として鋼板、特に厚い鋼板を意味するが、熱間圧延鋼、鍛造材料等であってもよい。
後記のデータ表の説明
本発明の利点は、下記の詳細な説明と後記のデータ表を参照することにより更に理解される。
表１は、実施例の試験１で試験した鋼中の主要元素の含量を示す表である。
表２は、実施例の試験１で試験した鋼中の任意元素と不純物元素、Ｐ及びＳの含量を示す表である。
表３は、実施例の試験１における鋼の熱間圧延、冷却、及び焼戻しを示す表である。
表４は、実施例の試験１における鋼の性能を示す表である。
表５は、実施例の試験２で試験した鋼中の元素の含量を示す表である。
表６は、実施例の試験２で試験した鋼中の追加元素の含量を示す表である。
表７は、実施例の試験２で試験した鋼の熱間圧延、冷却、及び焼戻しを示す表である。
表８は、実施例の試験２で試験した鋼のミクロ構造を示す表である。
表９は、実施例の試験２で試験した鋼の性能を示す表である。
本発明は、好適実施態様と共に記載されるが本発明がそれに限定されないことは理解される。反対に、本発明は後記の請求の範囲によって定義される本発明の真意及び範囲内に包含される全ての変更、修正及び等価を含むものである。
発明の詳細な説明
本発明に対する上記限定の理由をここに記載する。下記の説明において、合金元素の次の“％”は“wt.％”を意味する。
1.化学組成
C:0.02〜0.1％
炭素は、鋼の強度を高めるのに効果的である。本発明の鋼が所望の強度を得るために、炭素含量は少なくとも0.02％でなければならない。しかしながら、炭素含量が0.1％を超える場合には炭化物は粗くなり、鋼の靭性の低下及びオンサイト製造中の低温割れに対する感受性の増大が生じる。従って、炭素含量の上限は0.1％が好ましい。
Si:0.6％以下
シリコンは主として脱酸のために添加される。脱酸後の鋼中のSi残存量は実質的に０％である。しかしながら、脱酸前のシリコン含量が実質的に０％である場合、脱酸中のAlのロスは増大する。従って、シリコン含量は脱酸中の消費に対して残留Siを十分に与える量であることが好ましい。0.01％Siの下限は脱酸中のAlのロスを適切に最少にするのに十分な量である。他の問題は、Siが脱酸後に0.6％を超える量で鋼中に残留する場合には焼戻し中炭化物の微細な分散物の生成が妨害され、鋼靭性の低下が生じることになる。更に、0.6％を超えるシリコン含量によりHAZ靭性の低下及び成型性の低下が生じる。従って、シリコン含量の上限は0.6％、更に好ましくは0.4％であることが求められる。
Mn:0.2〜2.5％
マンガンは、焼入性に非常に寄与するので本発明の鋼の強度を高めるのに効果的な元素である。マンガン含量が0.2％未満である場合、焼入性に対する効果は弱い。本発明の高張力鋼については、Mn含量は少なくとも0.2％であることが好ましい。マンガン含量が2.5％を超える場合には、鋳造中の中心線偏析が促進され、靭性の低下をまねく。従って、TSが少なくとも900MPa（130ksi）である鋼張力鋼については、Mn含量が2.5％以下であることが好ましい。更に、マンガン含量が1.7％未満に制限される場合には、本明細書に定義されるVs値を制御することにより中心線偏析が減少する。Mn含量が1.7％未満に制限すると溶接中の遅れ破壊に対して効果的に抑制する。また、連続鋳造中の中心線偏析を最少にする。マンガン含量を1.7％未満に制限すると本発明の高張力鋼の靭性が高められる傾向がある。
Ni:0.2〜1.2％
ニッケルは、靭性を改善しつつ強度を高めるのに効果的である。Niは、亀裂停止性を改善するのに特に効果的である。ニッケルは、熱間圧延中に表面割れを引き起こすCuが存在する場合にその有害な作用を妨げるように働く。従って、ニッケル含量は少なくとも0.2％であることが好ましい。しかしながら、ニッケル含量が1.2％を超える場合には、本発明の高張力鋼から形成されるラインパイプから製造されたパイプラインの建設でガース溶接の靭性が低下する。従って、ニッケル含量の上限は1.2％であることが好ましい。
Nb:0.01〜0.1％
ニオブは、制御圧延中のオーステナイト（以後“γ”と呼ぶ）粒を調質処理するのに効果的な元素である。これを目的としてニオブ含量は少なくとも0.01％であることが好ましい。しかしながら、ニオブ含量が0.1％を超える場合には、オンサイト製造中の溶接性は著しく悪くなり、靭性は低下する。従って、ニオブ含量の上限は0.1％であることが好ましい。
Ti:0.005〜0.03％
チタンは、スラブの再熱中にγ粒を調質処理するのに有効であるので0.005％以上の量で含有することが好ましい。ニオブの存在下に、Tiは連続鋳造スラブの表面に亀裂が生じることを阻止するのに特に効果的である。しかしながら、チタン含量が0.03％を超える場合には、TiN粒子が粗くなる傾向があり、オーステナイト粒が生じるようになる。従って、チタン含量の上限は好ましくは0.03％、更に好ましくは0.018％である。
Al:0.1％以下
アルミニウムは、通常は脱酸剤として添加される。Alが鋼中に酸化物以外の形で残留する場合、AlとＮが結合する傾向があり、AlNを析出し、γ粒の発生を妨げてミクロ構造を調質処理する。従って、Alは鋼の靭性を改善するのに有効である。この効果を得るために、Alは少なくとも0.005％の量で含有することが好ましい。過剰量のAlが介在物を粗くする原因となり、鋼の靭性を低下させるので、アルミニウム含量の上限は好ましくは0.1％、更に好ましくは0.075％である。本明細書中のAlは酸可溶性Alに限定されず、酸化物の形のような酸不溶性Alも含まれる。
N:0.001〜0.006％
窒素はTiと共にTiNを形成する傾向があり、スラブ再熱及び溶接中に粗くなるγ粒を阻止する。その効果を得るために、Ｎは少なくとも0.001％の量で含有することが好ましい。0.001％より多い量のＮは鋼中に溶解したＮの増加量を生じ、スラブ特性を損ないHAZ靭性を低下させる傾向がある。従って、窒素含量の上限は0.006％であることが好ましい。
次に、任意元素を記載する。
Cu:0〜0.6％
本発明の鋼は、銅を加えずに調製される。しかしながら、Cuは靭性を著しく低下させずに強度を高める傾向があるので、溶接割れに対する抵抗を維持しつつ強度を高めるために必要とされるCuが加えられる。0.2％未満の銅含量は強度を高めるにはほとんど有効ではない。従って、Cuが加えられる場合、銅含量は少なくとも0.2％であることが好ましい。しかしながら、0.6％より多い銅含量は靭性を急に低下させる傾向がある。従って、銅含量の上限は0.6％であることが好ましい。銅含量は、0.3〜0.5％の範囲であることが更に好ましい。
Cr:0〜0.8％
本発明の鋼は、クロムを加えずに調製される。しかしながら、Crは強度を高めるのに有効であるので、高強度を得るために必要とされるCrが加えられる。0.2％未満の銅含量は強度を高めるにはほとんど有効ではない。従って、Crが加えられる場合、クロム含量は0.2％以上であることが好ましい。しかしながら、クロム含量が0.8％より多い場合には、粒界に粗い炭化物が生じる傾向があり、靭性の低下が引き起こされる。従って、クロム含量の上限は0.8％であることが好ましい。クロム含量は、0.3〜0.7％の範囲であることが更に好ましい。
Mo:0〜0.6％
本発明の鋼は、モリブデンを加えずに調製される。しかしながら、Moは強度を高めるのに有効であるので、そのために必要とされるMoが加えられる。強度を高めるためにMoを加える利点は、炭素含量が減少することであり、溶接性の観点から有利である。炭素添加の考察で説明したように、0.1％より多い炭素含量はオンサイト製造、即ち、溶接中の低温割れに対する感受性の増大を引き起こす。0.1％未満のモリブデン含量は強度を高めるにはほとんど有効ではない。従って、Moが加えられる場合、モリブデン含量は少なくとも0.1％であることが好ましい。しかしながら、モリブデン含量が0.6％より多い場合には、靭性が低下する。従って、モリブデン含量は0.6％未満であることが好ましい。モリブデン含量は、0.3〜0.5％であることが更に好ましい。
V:0〜0.1％
本発明の鋼は、バナジウムを加えずに調製される。しかしながら、微量のＶは強度を著しく改善することができるので、高強度を得るために必要とされるＶが加えられる。0.01％未満のバナジウム含量は強度を高めるにはほとんど有効ではない。従って、Ｖが加えられる場合、バナジウム含量は少なくとも0.01％であることが好ましい。しかしながら、01％より多いバナジウム含量は靭性を著しく減少させる傾向がある。従って、バナジウム含量の上限は0.1％であることが好ましい。
B:0〜0.0025％
本発明の銅は、ホウ素を加えずに調製される。しかしながら、微量のＢでさえ本発明の鋼の焼入性を著しく高め、改善される強度と靭性を得るのに所望されるミクロ構造を与えるのに援助する。炭素当量（Ceq）が溶接性の観点から減少させるべきである場合に特にＢが加えられる。0.0003％未満のホウ素含量は、本発明の鋼の焼入性を高めるのにほとんど効果がない。従って、ホウ素が加えられる場合、ホウ素含量は少なくとも0.0003％であることが好ましい。しかしながら、ホウ素含量が0.0025％より多い場合には、粒界で生じたM23（C,B）６のサイズが大きくなり、靭性を著しく低下させる傾向がある。M23（C,B）６のＭは、Fe、Cr等の金属イオンを意味する。従って、ホウ素含量の上限は0.0025％であることが好ましい。ホウ素含量は、0.0003〜0.002％であることが更に好ましい。
Ca:0〜0.006％
本発明の鋼は、Caを加えずに調製される。しかしながら、CaはMnS（硫化マンガン）介在物の形態を制御するのに効果的に作用し、鋼の圧延方向に直角の方向に靭性を改善する。カルシウム含量が0.001％未満である場合には、特にイオウ（Ｓ）含量が下記のように本発明の鋼に好ましい0.003％未満である場合に硫化物形の制御効果は弱い。従って、Caが加えられる場合、カルシウム含量は少なくとも0.001％であることが好ましい。カルシウム含量が0.006％より多い場合には、鋼の非金属介在物が増加する。これらの介在物は脆性破壊の開始部位として作用するので靭性の低下をまねく。従って、カルシウム含量は0.006％未満であることが好ましい。
Vs:0.15〜0.42
本発明においては、上記の個々の合金元素を制御するほかに、中心線偏析を改善するためにVs指数値が制御される。Vs値が0.42より大きい場合には、顕著な中心線偏析が連続鋳造スラブに生じる傾向がある。従って、引張強さ（TS）が少なくとも900MPa（130ksi）である高張力鋼が連続鋳造法で製造される場合、そのスラブの中心部分は靭性の低下を受ける傾向がある。Vs値が0.15未満である場合には、中心線偏析の程度は小さいが900MPa（130ksi）のTSは得られない。従って、Vs値の下限は好ましくは0.15、更に好ましくは0.28である。
炭素当量（Ceq）：
次の式｛２｝によって定義される鋼のCeq値：
｛２｝Ceq＝Ｃ＋（Mn/6）＋｛（Cu＋Ni）/15｝＋｛（Cr＋Mo＋Ｖ）/5｝、が0.4未満である場合に、少なくとも900MPa（130ksi）の引張強さ（TS）は、特にHAZにおいて得ることが難しい。従って、Ceq値の下限は0.4であることが好ましい。Ceq値が0.7より大きい場合には、水素脆化による溶接割れが起こると思われる。従って、Ceq値の上限は0.7であることが好ましい。0.7より大きいCeq値をもつ鋼については、100gの溶接金属に対して5ml未満の水素を含む溶接金属の使用により、表面を清潔に維持することにより、及び高湿雰囲気中での溶接を避けることにより、例えば、湿度が75％より高い、特に80％より高い場合の溶接を避けることにより、水素脆化による溶接割れの危険が減少する。Ｂが鋼中に実質的に含まれる場合、即ち、ホウ素含量が0.0003〜0.0025％である場合、焼入性の改善が達成する。従って、Ceq値の上限は0.58まで下げることが好ましい。Ceq値が0.4％未満に制限される場合には、上記のように少なくとも900MPaのTSは得にくい。Ceq値が0.58を超える場合には、溶接割れに対する耐性はかなり低下する。鋼が実質的にホウ素を含まない場合、即ち、ホウ素含量が０（包括的）〜0.0003％（独占的）である場合、0.53〜0.7のCeq値が好ましい。Ceq値が0.53未満である場合には、ラインパイプ使用の通常の鋼板厚の中心で少なくとも900MPaのTSは得にくいが、Ceq値が0.7を超える場合には、上記のように水素脆化による溶接割れが起こると思われる。
P:0.015％以下
本発明に従って調製した鋼については、0.015％より多いリン含量はスラブの中心線偏析及び粒界の偏析を引き起こす傾向があり、粒間脆化をまねく。従って、リン含量は好ましくは0.015％未満、更に好ましくは0.008％未満である。
S:0.003％以下
Ｓは、特にCaの存在しないときに圧延中に伸ばされるMnS介在物の形で鋼中に析出する。その介在物は鋼の脆性に悪影響を及ぼす傾向がある。過剰の介在物含量を避けるために、イオウ含量は好ましくは0.003％未満である。イオウ含量は更に好ましくは0.0015％未満である。
Ｐ及びＳ以外の不純物元素は、通常の含量範囲内で含まれる。できるだけ少ない不純物含量が好ましい。
本発明に従って調製される鋼は、本発明の真意及び範囲から逸脱することなく、その合金元素を添加することから通常予想される効果を得るために他の合金元素を含むことができる。
2.ミクロ構造
（ａ）炭化物
本発明に従って調製した鋼に含まれる炭化物は、主としてセメンタイト（Fe3C）とM23（C,B）６が含まれる。上記のように、M23（C,B）６の記号“M"はFe、Cr等の金属イオンを意味する。その炭化物の長軸のサイズあ５ミクロンより長い場合、鋼靭性は低下すると思われる。結果として、靭性の所望の性能は得られない。従って、少なくとも10の異なる視野について平均した本発明に従って調製した鋼の板厚のあらゆる部分で本明細書で定義される炭化物サイズ、又は最大炭化物の平均値、又は縦方向の平均最大サイズは、好ましくは５ミクロン未満である。本発明に従って調製した鋼の厚みのあらゆる部分で炭化物の長軸に好ましいサイズは、Ｃ、Cr、Mo、Ｂ等の各合金元素の含量を適切な範囲に設定することによって及び本明細書に詳細に記載される適切な処理制御によって得られる。
（ｂ）全γ粒の混合構造及びアスペクト比
本発明に従って調製した鋼においては、下部ベイナイトとマルテンサイトの混合ミクロ構造が形成されることが好ましく、その混合ミクロ構造は鋼の全ミクロ構造の少なくとも90vol.％を含むことが好ましい。本明細書における下部ベイナイトは、セメンタイトがラス状ベイナイトフェライト内に析出するミクロ構造成分を意味する。この混合ミクロ構造が優れた強度と靭性を与える理由は、マルテンサイトの生成前に生じる下部ベイナイトが冷却中にオーステナイト粒を分割する“壁”を形成するからである。よって、マルテンサイトの成長及びマルテンサイトパケットの粗さを制限する。マルテンサイトパケットサイズは、脆性破壊表面上に見られる破壊単位に相関する。下部ベイナイトによるこのパケットサイズの制御を得るために、混合ミクロ構造中の下部ベイナイトの割合は好ましくは少なくとも2vol.％である。下部ベイナイトの強度がマルテンサイトより小さいので、下部ベイナイトの割合が過度に高い場合には鋼強度は全体として低下する傾向がある。従って、混合ミクロ構造中の下部ベイナイトの割合は好ましくは80vol.％未満、更に好ましくは70vol.％未満である。全ミクロ構造中の混合ミクロ構造の所望の割合及び混合ミクロ構造中の下部ベイナイトの所望の割合は、表面層に最も近い板厚の1/4以内の板厚の中心、又は実質的な中心、及び表面層の各々、即ち、鋼板の厚みのあらゆる部分で満たすことが好ましい。
下部ベイナイトとマルテンサイトの混合ミクロ構造の所望の靭性を得るために、オーステナイトは好ましくは十分な加工を受けてから加工及び非再結晶状態から変化する。加工後、非再結晶状態のオーステナイトは下部ベイナイトに対して高密度の核生成部位を有することが好ましい。従って、下部ベイナイトは粒界及び非再結晶状態のオーステナイトの粒内に存在する多くの分散した核形成部位から生じることが好ましい。その効果を生じるように、非再結晶状態のオーステナイト粒は十分に変形させることが好ましい。変形の好ましい程度は、少なくとも３のアスペクト比によって示される。本説明及び請求の範囲に用いられる非再結晶状態のオーステナイト粒のアスペクト比は次のように定義される。アスペクト比＝圧延方向に伸びた粒の直径（長さ）／板厚の方向に測定したオーステナイト粒の直径（幅）
3.製造法
鋼スラブの加熱温度が950℃（1742゜F）である場合、通常の圧延機の性能は鋼スラブに十分な低下を与えるのに一般的には不十分である。結果として、鋳造構造の変形によって微細な構造が得られない。従って、使用すべき加熱温度は950℃（1742゜F）以上、好ましくは1000℃（1832゜F）以上である。加熱温度が950℃（1742゜F）より低い場合には、Nbの固溶体は一般的には不十分である。固溶体のNbは続いての熱間圧延工程における再結晶を制限する。結果として、変態過程中又は焼戻し中の不十分な析出硬化のために強度不足及び変態構造の調質不足が生じる。加熱温度が1250℃（2282゜F）を超える場合には、γ粒が粗くなり、靭性の低下が特に板鋼の中心線で生じる。
熱間圧延においては、続いての冷却工程で生じるマルテンサイト相と下部ベイナイト相を調質処理するために950℃（1742゜F）以下から熱間圧延が終わる温度までの温度範囲にわたって少なくとも25％の蓄積加工率が好ましい。950℃（1742゜F）以下から熱間圧延が終わる温度までの温度範囲にわたって少なくとも50％の蓄積加工率が好ましい。950℃（1742゜F）の温度におけるNb含有鋼の再結晶の遅れは顕著になる。950℃（1742゜F）以下の非再結晶温度の圧延によって加工効果が蓄積される。本明細書に用いられる“蓄積加工率”は、例えば、950℃（1742゜F）以下の温度での圧延については次式によって定義される。
0003545770.tif 000005
蓄積加工率の上限は特に限定されない。しかしながら、蓄積加工率が90％を超える場合には、鋼形は十分に制御されず、例えば、扁平でなくなる。従って、蓄積加工率は90％以下が好ましい。
圧延が終わる温度は、好ましくはAr3変態温度以上又は700℃（1292゜F）以上である。温度が700℃（1292゜F）より低い場合には、鋼の変形に対する抵抗が増大し、加工中不十分な形の制御が生じる。停止圧延温度の上限は、25％以上の蓄積加工率を得るために850℃（1562゜F）であることが好ましい。
冷却が開始する温度は、次の理由から700℃（1292゜F）以上であることが好ましい。温度700℃（1292゜F）より低い場合には、圧延の終わりと冷却の始めの間の経過時間の存在が続いての冷却での焼入性の低下を引き起こし、靭性の著しい低下を生じる。この温度の上限は、所望の蓄積加工率を得るために850℃（1562゜F）であることが好ましい。
鋼の中心、又は実質的な中心の冷却速度が10℃／秒（18゜F／秒）未満に制限される場合には、少なくとも900MPa（130ksi）の引張強さ（TS）及び良好な靭性を得るのに所望されるミクロ構造は一般的には板厚の中心に得られない。即ち、粗い炭化物等に付随して上部ベイナイトが生じるので、５μｍ以下の縦方向に所望の最大炭化物サイズを得ることができない。鋼中心が45℃／秒（81゜F／秒）を超える冷却速度で表面層の近傍で焼き入れが起こり、表面層の靭性の低下が生じる。従って、中心、又は実質的な中心の冷却速度は10〜45℃／秒（18〜81゜F／秒）であることが好ましい。しかしながら、70℃／秒（158゜F／秒）まで、更に好ましくは65℃／秒（149゜F／秒）までの速い冷却速度は、本発明の範囲内の化学を有する鋼に用いられる。
冷却が終わる温度が鋼の中心、又は実質的な中心で450℃（842゜F）より高い場合には、マルテンサイト等の生成が板厚の中心で不十分になり、所望の強度を得ることができなくなる。従って、冷却が終わるときの板厚の中心、又は実質的な中心の温度は450℃（842゜F）以下であることが好ましい。温度の下限は室温である。しかしながら、温度の下限が100℃（212゜F）より低い場合には、鋼の内部熱を用いる緩慢な冷却とレベラーによる温間フラットニングによって行われる脱水素は不十分になる。従って、温度の下限は100℃（212゜F）以上であることが好ましい。
上記の冷却が終わった後、圧延した鋼は室温まで大気中で冷却されることが好ましい。しかしながら、高張力鋼に生じると思われる欠陥を引き起こさないように水素を止める脱水素を進めるために、冷却が終わる温度が室温より高いこと及び上記の加速冷却後に圧延した鋼が室温まで徐々に冷却されることが好ましい。この緩慢な冷却速度は50℃／分以下であることが好ましい。緩慢な冷却は、鋼板上に絶縁フランケットを載せるような当業者に既知の適切な手段によって達成される。
鋼がより粘り強くなるように又はより確実に脱水素されるように、焼戻しは好ましくは675℃（1247゜F）以下の温度で行われる。水素による欠陥を防止するために上記の加速冷却後に圧延した鋼は室温に冷却されずに焼戻し温度まで加熱されることが好ましい。焼戻しの下限は、焼戻しが実質的に行われる限り500℃（932゜F）より低くてもよい。しかしながら、焼戻し温度が500℃（932゜F）より低い場合には良好な靭性は得られない。従って、焼戻し温度の下限は500℃（932゜F）であることが好ましい。対照的に、焼戻し温度が675℃（1247゜F）より高い場合には、炭化物が粗くなりかつ転位密度が小さくなり、所望の強度を得ることができなくなる。従って、焼戻し温度の上限は675℃（1247゜F）であることが好ましい。
本発明の鋼は、実質的に全スラブ、好ましくは全スラブの温度を所望の加熱温度に上げる適切な手段によって、例えば、鋼スラブをある時間炉内に入れることにより加熱、又は再熱されることが好ましい。本発明の範囲内の鋼組成物に用いるべき特定の加熱温度は適切なモデルを用いた実験か又は計算により当業者によって容易に求められる。更に、実質的な全スラブ、好ましくは全スラブの温度を所望の加熱温度に上げるのに必要な炉温度と加熱時間は、標準の研究文献によって当業者に容易に求められる。
本発明の範囲内の鋼組成については、Ar3変態温度（即ち、冷却中オーステナイトがフェライトに変化し始める温度）は鋼の化学、特に、圧延前の加熱温度、炭素濃度、ニオブ濃度及び圧延通過で示される圧延量に左右される。当業者は、実験か又はモデル計算により各鋼組成物に対する温度を求めることができる。
加熱温度、又は再熱温度は、実質的な全鋼又は鋼スラブに適用する。鋼の表面で測定した温度については、例えば、光高温計、又は鋼の表面温度を測定するのに適切な他の計器の使用によって測定される。本明細書に示される焼入れ速度又は冷却速度は、鋼板厚の中心、又は実質的な中心のものである。実施態様においては、本発明の鋼組成物の実験的加熱の処理中に熱電対を中心温度測定の鋼板鋼の中心、又は実質的な中心に置き、光高温計を用いて表面温度を測定する。中心温度と表面温度の相関は、同じ鋼組成物、又は実質的に同じ鋼組成物の続いての処理での使用に展開され、中心温度は表面温度を直接測定することにより求められる。所望の加速冷却速度を達成するために要した冷却液又は焼入れ液の温度と流速は、標準の研究文献により当業者によって求められる。
実施例
ここに実施例によって本発明を記載する。
試験1:
表１及び表２は、本発明の鋼の化学組成を示す表である。
試験すべき鋼板の次の方法で製造した。表１及び表２に示される化学組成を有する鋼を通常の方法により溶融形で製造した。溶融鋼は液体コア−立て曲げ型C.C.機によって連続鋳造され、厚さが200mmの連続鋳鋼スラブを得た。その鋼スラブを室温に冷却した。次に、鋼スラブを再び加熱し、種々の条件下で圧延し、続いて冷却して厚さが25mmの鋼板を得た。
表３は、使用した圧延及び熱処理条件を示す表である。
このようにして得られた鋼板の各々の厚みの中心部分から試験片を得た。試験片は、引張試験（JIS Z 2241、試験片No.4はJIS Z 2201に準じる）と2mmのＶノッチを用いたシャルピー衝撃試験（JIS Z 2242、試験片No.4はJIS Z 2202に準じる）を受けた。
また、溶接継手の溶接部は、引張試験とシャルピー衝撃試験を受けた。厚さが25mmでＶ形開先までヘリ調製した上記鋼板上で４層サブマージアーク溶接（熱入力:4kJ/mm）を行うことにより、引張試験に使用する溶接継手を形成した。厚さが25mmでレ形開先までヘリ調製した上記鋼板上で４層サブマージアーク溶接（熱入力:4kJ/mm）を行うことにより、シャンピー衝撃試験に使用する溶接継手を形成した。試験片をこれらの溶接継手から得た。溶接に使用したフラックスとワイヤは、100ksi高張力鋼を溶接するのに使用するために市販されているものとした。引張試験に用いられる試験片は、JIS Z 3121に準じる試験片No.1とした。ノッチチップが巨視的エッチングに見られる融合線と一致するように板厚の1/2の深さからJIS Z 3128に準じてシャルピー衝撃試験に用いられる試験片を得た。シャルピー衝撃試験の試験温度は、ベース鋼については−40℃及び溶接部については−20℃とした。
オンサイト製造中の溶接性を評価するために、条件が最も苛酷なオンサイト溶接条件に相当するｙ開先拘束割れ試験（JIS Z 3158）を行った。高張力鋼を溶接するために設計された溶接棒を用いて溶接ビードを予熱せずに（大気中の温度25℃）置いた。ガスクロマトグラフィーで測定した水素の量は1.2cc/100gであった。
表４は、上記試験の結果を示す表である。
比較例の試験No.X1〜X12においては、ベースプレートの板厚の中心の靭性と溶接継手の靭性が例外なく低かった。コアの衝撃試験片においては、破壊表面は連続鋳造中の中心偏析による割れの痕跡を示した。
試験No.X9とX11においては、溶接割れの発生が見られた。
対照的に、本発明の実施例の試験No.1〜２においては、ベース鋼は少なくとも900MPa（130ksi）のTS及び200J以上の吸収エネルギー（198Jの試験No.10は本発明のためには200Jと考えられる）を示し、溶接継手は良好な強度と靭性を示した。また、試験片の破壊表面は連続鋳造から誘導された異常を示さなかった。
オンサイト溶接性に関して、予熱が行われなかった場合さえ、ｙ開先拘束割れ試験で割れは生じなかった。
試験2:
表５及び表６は試験した鋼板の化学組成を示す表である。次の方法で鋼板を製造した。表５及び６に示された化学組成を有する鋼は、通常の方法により溶融形で製造した。このようにして得られた鋳鋼を種々の条件下で圧延し、よって厚さが12〜35mmの鋼板を得た。
表７は、圧延及び熱処理条件を示す表である。表８は、各試験No.に対応する板厚の中心のミクロ構造を示す表である。
このようにして得た鋼板の各々の厚さの中心部分から試験片を得た。試験片は引張試験（JIS Z 2241）及び2mm Vノッチを用いたシャルピー衝撃試験（JIS Z 2242）を受けた。市販の溶接用フラックス及びワイヤの使用によってサブマージアーク溶接により溶接継手を製造した。これらの溶接継手は、引張試験とシャルピー衝撃試験を受けた。オンサイト製造中の溶接性を評価するために、市販のSMAW（被覆アーク溶接：手溶接）用溶接棒の使用によってｙ開先拘束割れ試験（JIS Z 3158）を行った。1.5cc/100gの拡散水素量を得るように溶接棒に一定の吸湿条件を設定した。
表９は、上記試験の結果を示す表である。
比較例の試験No.11と12においては、試験した鋼は本発明の化学組成を有したが非再結晶温度部の蓄積加工率不足のために靭性が低かった。試験No.13においては、低冷却速度のためにコアが要したTSは得られなかった。試験No.14においては過剰の高炭素含量のために、試験No.15においては過剰の高シリコン含量のために、試験No.16においては過剰の高マンガン含量のために、試験No.17においては過剰の高銅含量のために、試験No.19においては過剰の高クロム含量のために、試験No.20においては過剰の高モリブデン含量のために、及び試験No.21においては過剰の高バナジウム含量のために靭性が低い結果となった。試験No.18においては、Niが含まれないので靭性が不十分な結果となった。試験No.22においてはNbが含まれないので、試験No.23においては過剰の高ニオブ含量のために、試験No.24においては過剰の高チタン含量のために靭性が低い結果となった。試験No.25においては、非ホウ素鋼のCeqが低すぎるために要した強度が得られなかった。試験No.26においては過剰の高ホウ素含量のために、試験No.30においては過度の高Ceq値のために、試験No.32においては過度の高Vs値のために靭性が低い結果となった。試験No.27においては、過剰の高アルミニウム含量のために標的靭性が得られなかった。試験No.29においては過度の低Ceq値のために少なくとも900MPaのTSが得られなかった。試験No.31は、本発明のミクロ構造の要求を満たさなかった。試験No.14においては過剰の高炭素含量のために、試験No.30においては過度の高Ceq値のために、試験No.32においては過度の高Vs値のために溶接割れが生じた。
本発明の実施例の試験No.1〜７においては、少なくとも900MPaのTSと−40℃において少なくとも120Jの吸収エネルギーが得られた。また、溶接継手は−20℃において少なくとも100Jの吸収エネルギーを示した。更に、条件が最も過酷なオンサイト溶接条件に相当するｙ開先拘束割れ試験において予熱せずに溶接を行った場合でさえ溶接継手は割れがなかった。本発明によれば、ベース金属と溶接継手を用いて測定したTSが少なくとも900MPa、吸収エネルギーが少なくとも120Jでありかつオンサイト製造中の溶接性が優れた高張力鋼が連続鋳造法によってさえ製造される。更に、かかる鋼の熱影響部（HAZ）、又は溶接継手における−20℃での衝撃エネルギー（例えば、−20℃におけるvE）が70J（52ft−lbs）より大きい。結果として、溶接効率が低下せずに低コストで高運転圧を有するパイプラインが建設される。従って、本発明、パイプラインによって輸送効率の改善に寄与する。
本発明の方法に従って処理された鋼はラインパイプ用途に適するが、かかる鋼の使用はラインパイプに限定されない。かかる鋼は、種々の圧力容器等の他の用途にも適する。
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