(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材部の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．８〜４．０％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｂ：０．００１０〜０．００３０％、
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
溶接金属部の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１０％、
Ｓｉ：０．２〜０．５％、
Ｍｎ：１．６〜２．０％、
Ａｌ：０．０３％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４％、
Ｎ：０．０１％以下、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜０．３％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｍｏ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、
Ｖ：０．０２５〜０．１％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
前記母材部は、第１相がベイナイトで、第２相が第１相中に面積率で５〜２０％分散した平均アスペクト比が２．０以下である島状マルテンサイトで、前記島状マルテンサイトの９０％以上が旧オーステナイト粒界に存在したミクロ組織を有し、
前記溶接金属部は、アシキュラフェライトとベイナイトを合わせた面積率が８０％以上、かつ島状マルテンサイトの面積率が５％以下であるミクロ組織を有することを特徴とする、高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管。
【請求項２】
母材部の成分組成が、更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．８〜４．０％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｂ：０．００１０〜０．００３０％、
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、Ａｃ３以上に再加熱後、圧延終了温度Ａｒ３以上で熱間圧延し、冷却速度１０〜８０℃／ｓで４００℃未満の温度域まで加速冷却を行い、その後、空冷して得られた鋼板を冷間成形により筒状に成形した後、Ａｃ１以上Ａｃ３以下に急速加熱し、引続き空冷あるいは水冷で室温まで冷却後、端部を溶接し、最後に拡管をすることを特徴とする、母材部は、第１相がベイナイトで、第２相が第１相中に面積率で５〜２０％分散した平均アスペクト比が２．０以下である島状マルテンサイトで、前記島状マルテンサイトの９０％以上が旧オーステナイト粒界に存在したミクロ組織を有し、溶接金属部は、アシキュラフェライトとベイナイトを合わせた面積率が８０％以上、かつ島状マルテンサイトの面積率が５％以下であるミクロ組織を有し、高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
【請求項４】
鋼片の成分組成が更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＡＰＩ規格Ｘ８０（引張強度７００ＭＰａ）以上の高強度ラインパイプ用で、母材部の０．５％耐力に対する１．５％耐力の比が１．１０以上かつ引張強度と一様伸びの積が７５００ＭＰａ・％以上を満足する優れた変形性能と、−２０℃までの低温域での優れた溶接部靱性を兼ね備えた高強度溶接鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは、高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工効率の向上のため、年々高強度化され、さらに、大地震や凍土地帯における地盤変動を原因として、ラインパイプに大変形が生じても、座屈を発生しにくい高変形能の要求もなされるようになってきた。
【０００３】
鋼材の変形能は降伏比が低い程大きいため、鋼材のミクロ組織を軟質なフェライト相と、硬質なベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が適度に分散した２相組織とする低降伏比鋼が開発されている。
【０００４】
例えば特許文献１は低降伏比低炭素低合金高張力鋼の製造方法に関し、軟質相中に硬質相が適度に分散した組織の鋼が記載され、その製造方法として、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼入れ（Ｑ´）を施す熱処理方法が開示されている。
【０００５】
特許文献２は建築用高強度低降伏比鋼管の製造方法に関し、同様な考え方にもとづき、溶接鋼管の製造工程において、冷間での曲げ成形および継ぎ目部の溶接を行ってから２相域に加熱後冷却する、低降伏比鋼管の製造方法が開示されている。特許文献３は低降伏比を有する高強度ラインパイプ用鋼に関し、軟質相である加工フェライトと、ベイナイトやマルテンサイトの硬質相を混在させた組織により低降伏比が達成されることが開示されている。特許文献４は高強度高靭性鋼板の製造方法に関し、ベイナイト中に硬質な島状マルテンサイトを分散させた場合、低降伏比が達成されることが開示されている。
【０００６】
ラインパイプに大変形が生じて座屈が発生した後、更にパイプの変形が進むと、パイプには局部的な歪集中が生じ、延性破壊発生限界歪に到達すると延性破壊が生じる。延性破壊発生限界歪は、鋼材の一様伸びと相関すると考えられることから、低降伏比とともに高一様伸びを備えた鋼も開発されている。
【０００７】
特許文献５は低降伏比高強度高靭性鋼板およびその製造方法に関し、金属組織がフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトの３相組織で、体積分率が３〜１５％の島状マルテンサイトと体積分率が２％以上の残留オーステナイトを含み、鋼板長手方向の一様伸びが１２％以上である鋼板およびその製造方法が開示されている。特許文献６には特許文献５による低降伏比高強度高靭性鋼板を用いた低降伏比高強度高靭性鋼管およびその製造方法が記載されている。
【０００８】
また、特許文献７は、ＡＰＩ規格Ｘ１００以上（降伏強度で約６９０ＭＰａ以上、引張強度で約７６０ＭＰａ以上）の高強度と優れたＨＡＺ靭性および変形能を有する鋼管に関し、永久凍土に敷設されるパイプライン（３％程度の歪が負荷される）で延性亀裂が発生しないように、母材の一様伸びは、粒径２０μｍ以下のフェライトを面積分率で５〜５０％含有することで、溶接金属の一様伸びは、島状マルテンサイトを１〜１５％含有させることで確保することが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開昭５５−９７４２５号公報
【特許文献２】特開平０７−１５０２４７号公報
【特許文献３】特開平０８―２０９２９１号公報
【特許文献４】特開２００６―２６５５７７号公報
【特許文献５】特開２００８―２４８３２８号公報
【特許文献６】特開２００８―２４８３３０号公報
【特許文献７】特開２００３―２９３０７８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
上述したように、現在、ＡＰＩ規格Ｘ１００以上（降伏強度で約６９０ＭＰａ以上、引張強度で約７６０ＭＰａ以上）の高強度と優れたＨＡＺ靭性および変形能を有する鋼管が開発されているが、高強度・高靭性化が変形能に及ぼす影響は十分明らかでなく、近い将来予測されるこれら特性の一層の向上達成のため、更なる検討をしておく必要がある。一様伸びは鋼の引張強度上昇に伴い低下するため、例えば１０００ＭＰａを超える高強度化を行った場合、７％以上の一様伸びを確保することは非常に困難とされている。
【００１１】
また、２相組織を得るため鋼管を溶接した後に熱処理をする場合、溶接金属部の低温靱性が損なわれる可能性がある。
【００１２】
そこで、本発明は、上記課題解決の一助とすべく、ＡＰＩ規格Ｘ８０級以上の高強度鋼を用いた鋼管を対象に、地震等の地盤変動に伴う曲げ変形を受けた場合の、座屈発生の抑制と、パイプが座屈しても、座屈部からの延性破壊発生の防止のために高い一様伸びを有し、かつ溶接部における優れた低温靱性を兼ね備えた溶接鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者等は、埋設パイプが地盤変動によって曲げ変形を受けた際、曲げ内側での座屈発生を、当該位置での圧縮歪量を１％までに抑制することを目標に、鋼の引張特性について鋭意研究を重ね、以下の知見を得た。
１  座屈の発生は、応力−歪曲線の１％歪前後における硬化勾配に依存し、硬化勾配が大きくなるほど抑制される。
【００１４】
実管曲げ試験結果よれば、使用パイプの応力−歪曲線における１．５％耐力値と０．５％耐力値の耐力比（０．５％耐力値に対する１．５％耐力値の比）が１．１０以上となる場合に座屈が発生しなくなる。
２  このような高い耐力比には、分率が低くても高強度化に有効な島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓともいう、以降ＭＡと略す）の形態および第１相中の分散状態が一様伸びに大きく影響する。
【００１５】
素材鋼板の製造方法と冷間加工による鋼管形状への成形中の熱処理の制御により、低温靱性を得るために必要な溶接金属のミクロ組織を変質させることなく、曲げ内側での座屈防止に最適なＭＡの形態および分散状態を備えた、母材部のミクロ組織が得られる。
【００１６】
本発明は得られた知見をもとに更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は
１．母材部の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．８〜４．０％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｂ：０．００１０〜０．００３０％、
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
溶接金属部の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１０％、
Ｓｉ：０．２〜０．５％、
Ｍｎ：１．６〜２．０％、
Ａｌ：０．０３％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４％、
Ｎ：０．０１％以下、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜０．３％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｍｏ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、
Ｖ：０．０２５〜０．１％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
前記母材部は、第１相がベイナイトで、第２相が第１相中に面積率で５〜２０％分散した平均アスペクト比が２．０以下である島状マルテンサイトで、前記島状マルテンサイトの９０％以上が旧オーステナイト粒界に存在したミクロ組織を有し、
前記溶接金属部は、アシキュラフェライトとベイナイトを合わせた面積率が８０％以上かつ、島状マルテンサイトの面積率が５％以下であるミクロ組織を有することを特徴とする、
高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管。
２．母材部の成分組成が、更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、１記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管。
３．質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．８〜４．０％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｂ：０．００１０〜０．００３０％、
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、Ａｃ３以上に再加熱後、圧延終了温度Ａｒ３以上で熱間圧延し、冷却速度１０〜８０℃／ｓで４００℃未満の温度域まで加速冷却を行い、その後、空冷して得られた鋼板を冷間成形により筒状に成形した後、Ａｃ１以上Ａｃ３以下に急速加熱し、引続き空冷あるいは水冷で室温まで冷却後、端部を溶接し、最後に拡管をすることを特徴とする、高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
４．鋼片の成分組成が更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする３記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、地震等の地盤変動によってもパイプの座屈およびその後の延性破壊がそれぞれを生じにくく、かつ−２０℃までの溶接部低温靱性を有するＡＰＩ規格Ｘ８０級以上の高強度鋼管を提供することが可能で、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明では、母材部および溶接金属部の成分組成とミクロ組織をそれぞれ規定する。
［母材部成分組成］以下の説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０５％以上、０．０８％以下
ＣはＸ８０級以上の高強度を得るために必要なＭＡ面積率を確保するために０．０５％以上の含有が必要である。一方、０．０８％を超えて添加すると、第２相のＭＡに加えてセメンタイトの生成を招き延性の低下につながるため、上限を０．０８％とする。
【００１９】
Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉは溶接熱影響部においてはＭＡの生成を助長し、溶接部靱性の低下をもたらすため、溶接部におけるＭＡの生成を抑制するため上限を０．１％とする。
【００２０】
Ｍｎ：１．８〜４．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用し、鋼の加速冷却時にフェライト変態を抑制させ第１相をベイナイトとするために必要な元素である。さらに、多量に添加することで、フェライト相に固溶できるＣ量を低減する効果があり、未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので、ＭＡの生成量を増加させる。母材部の第１相をベイナイトとし、かつ第２相のＭＡの面積率を後述するように５％以上とするためには、１．８％以上含有することが必要である。一方、４．０％を超える添加を行うと、ミクロ組織がマルテンサイト主体となり延性が大きく低下するため、上限を４．０％とする。
【００２１】
Ａｌ：０．００３〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。Ｓｉと同時添加で十分な脱酸効果を得るためには０．００３％以上の含有が必要である。一方、０．０８％を超えて添加すると鋼の清浄度が低下し、一様伸び低下の原因となるため、上限を０．０８％とする。
【００２２】
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％
Ｎｂは熱間圧延中のオーステナイト未再結晶域を拡大し、鋼の焼入れ性向上元素としても作用する。また、Ｍｎと同様に未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので、ＭＡの生成量を増加させる。後述するようにミクロ組織において、ＭＡの面積率を５％以上とするためには、０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．０３％を超えて添加すると溶接部靱性を低下させることから、上限を０．０３％とする。
【００２３】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは窒化物を形成し、靭性に悪影響を与える、鋼中の固溶Ｎ量の低減に有効であるほか、析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制して、ミクロ組織の粗大化を抑制する。そのような効果を得るため、０．００５％以上含有させる。一方、０．０２５％を超えて添加するとＴｉＣを形成するようになり、その析出硬化で延性が低下することから、上限を０．０２５％とする。
【００２４】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂの１種または２種以上
本発明では、母材部の強度としてＡＰＩ規格のＸ８０級を超える高強度を達成し、溶接熱影響部の強度を向上させるため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂの１種または２種以上を含有する。
【００２５】
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、１．０％を超えて含有すると、Ｃｕが析出し、その析出硬化で０．５％耐力に対する１．５％耐力の比が小さくなることから、含有する場合には上限を１．０％とする。
【００２６】
Ｎｉ：０．１〜２．０％
Ｎｉは、焼入性向上元素として作用し、添加しても靱性劣化を起こさないため、本発明において有用な元素である。この効果は、０．１％以上含有することにより発揮されるが、２．０％を超えて含有しても焼入性向上効果が飽和するため、含有する場合には上限を２．０％とする。
【００２７】
Ｍｏ：０．１〜１．０％
Ｍｏは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ１．０％を超えて含有しても強度上昇は飽和するため、含有する場合は、上限を１．０％とする。
【００２８】
Ｃｒ：０．１〜１．０％
Ｃｒは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、１．０％を超えて含有するとＨＡＺ靱性が著しく劣化するため、含有する場合は、上限を１．０％とする。
【００２９】
Ｂ：０．００１０〜０．００３０％
Ｂは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。Ｂはオーステナイト粒界に偏析してフェライト変態を抑制して、母相（第１相と言うこともある）組織をベイナイト主体として、引張強度８００ＭＰａ以上の高強度化を可能とする。フェライト変態抑制効果は、０．００１０％以上含有することにより発揮されるが、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合には上限を０．００３０％とする。
【００３０】
以上が本発明鋼母材部の基本成分組成であるが、一様伸び特性をさらに向上させる場合、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇの一種または二種以上を含有させることができる。Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇは鋼中の非金属介在物であるＭｎＳの形態制御、あるいは酸化物あるいは窒化物を形成し、清浄度を向上させて一様伸びを向上させる。
【００３１】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上含有すると延性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。一方、０．０１％を超えて含有すると、ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し、かえって延性を劣化させるので、含有する場合は、上限を０．０１％とすることが好ましい。
【００３２】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上含有すると延性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。一方、高価な元素であり、かつ０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、上限を０．０２％とすることが好ましい。
【００３３】
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．０１％を超えて含有すると、鋼中の清浄度が著しく低下し、かえって延性の低下につながるため、含有する場合は、上限を０．０１％とすることが好ましい。
【００３４】
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇは製鋼過程で酸化物を微細化する効果があり、延性低下の原因となる粗大酸化物の抑制に有効である。十分な、酸化物の微細化効果を得るためには０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．０１％を超えて含有しても効果が飽和することから、含有する場合には、上限を０．０１％とすることが好ましい。
【００３５】
本発明に係る鋼管母材部において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、本発明においてＰおよびＳは不可避的不純物で、過度のＰ含有は鋳造時に中心偏析して鋼の延性を低下させるため、また、過度のＳ含有は延性に有害なＭｎＳの生成を助長するため、いずれも、経済性を考慮して可能な範囲で低減することが好ましく、Ｐ量は０．０１％以下、Ｓ量は０．００３％以下であることが好ましい。
【００３６】
［溶接金属成分組成］以下の説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０６％〜０．１０％
溶接金属においてＣは溶接金属高温割れを防止するために０．０６％以上必要である。一方、０．１０％を超えると、溶接金属のミクロ組織がマルテンサイト主体となり靱性が著しく低下するため、上限を０．１０％とする。
【００３７】
Ｓｉ：０．２〜０．５％
Ｓｉは溶接金属中では脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素量を制御するために必要な元素である。溶接金属中のＳｉが０．２％未満の場合、脱酸が不十分となり溶接金属中の酸素量が増加し靱性の低下をもたらすため０．２％以上必要である。一方、０．５％を超えると溶接金属靱性にとっては有害なＭＡの生成が著しくなるため、上限を０．５％とする。
【００３８】
Ｍｎ：１．６〜２．０％
Ｍｎは溶接金属においても焼入性向上元素として作用する。溶接金属の引張強度を母材部と同等かそれ以上（７００ＭＰａ以上）とするためにはアシキュラフェライトとベイナイトとの混合組織とする必要があり、１．６％以上のＭｎが必要である。一方、２．０％を超えて含有すると溶接金属のミクロ組織がマルテンサイト主体となり、靱性が著しく低下するため、上限を２．０％とする。
【００３９】
Ａｌ：０．０３％以下
Ａｌは母材部からの希釈で不可避的不純物として溶接金属中に存在するが、０．０３％を超えると後述するＴｉＯの生成を阻害し、溶接金属のアシキュラフェライトの微細化が抑制され優れた低温靱性を得ることができないため、上限を０．０３％とする。
【００４０】
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
Ｎｂは、溶接金属中の固溶Ｎに対して、Ｂより先に窒化物を形成することにより、オーステナイト粒界においてＢを固溶Ｂとして存在させるため、０．００５％以上含有することが必要である。一方、０．０２５％を超えると炭化物を形成し、溶接金属を析出硬化させ靱性の低下をもたらすため、上限を０．０２５％とする。
【００４１】
Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％
Ｔｉは溶接金属中の酸素と反応してＴｉＯを形成し、溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能する。微細なアシキュラフェライト組織とするためには多数のＴｉＯの生成が必要であり、Ｔｉは０．０１５％以上必要である。一方、０．０４０％を超えると溶接金属中のＴｉＯが凝集・粗大化してシャルピー衝撃値の低下をもたらすため、上限を０．０４０％とする。
【００４２】
Ｏ：０．０１５〜０．０４％
Ｏは、上述のＴｉと反応してＴｉＯを形成し、溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能する。微細なアシキュラフェライト組織とするためには多数のＴｉＯの生成が必要であり、Ｏは少なくとも０．０１５％必要である。一方、０．０４％を超えると溶接金属中のＴｉＯが凝集・粗大化してシャルピー衝撃値の低下をもたらすため、上限を０．０４％とする。
【００４３】
Ｎ：０．０１％以下
溶接金属中のＮは不可避的不純物として存在するが、０．０１％を超えて含む場合、固溶して溶接金属靱性を著しく劣化させるため、上限を０．０１％とする。
【００４４】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂの１種または２種以上
本発明では、溶接金属の強度を上昇させるため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂの１種または２種以上を添加する。
【００４５】
Ｃｕ：０．１〜０．３％
Ｃｕは０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Ｍｎ添加の代替とすることができる。しかし、０．３％を超えるとＣｕ液化割れが著しく溶接欠陥の原因となるため、含有する場合には上限を０．３％とする。
【００４６】
Ｎｉ：０．１〜３．５％
Ｎｉは、焼入性向上元素として作用し、添加しても靱性劣化を起こさないため、溶接金属においても有用な元素である。この効果は、０．１％以上含有することにより発揮されるが、３．５％を超えると溶接金属の高温割れ感受性が高まり溶接欠陥の原因となるため、含有する場合には上限を３．５％とする。
【００４７】
Ｍｏ：０．０５〜１．５％
Ｍｏは０．０５％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Ｍｎ添加の代替とすることができる。しかし、１．５％を超えて添加すると溶接金属のミクロ組織がマルテンサイト主体となり、著しく靱性が低下するため、含有する場合には上限を１．５％とする。
【００４８】
Ｃｒ：０．１〜１．５％
Ｃｒもまた０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Ｍｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ１．５％を超えて含有しても強度上昇の効果が飽和するため、含有する場合には上限を１．５％とする。
【００４９】
Ｖ：０．０２５〜０．１％
Ｖは０．０２５％以上含有することで溶接金属中でも炭化物を形成しその析出強化によって、溶接金属強度の高強度化に寄与するため、Ｍｎ添加の代替とすることができる。しかし、０．１％を超えて含有すると、析出強化が著しく溶接金属靱性を大きく損なうことから、含有する場合には上限を０．１％とする。
【００５０】
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂは溶接金属のオーステナイト粒界からのポリゴナルフェライト生成を抑制し、溶接金属のミクロ組織をアシキュラフェライト主体組織とする効果がある。粒界からのポリゴナルフェライト生成を抑制する効果は０．０００５％以上含有することにより発揮されるが好ましいが、０．００３％を超えても効果が飽和するため、含有する場合には上限を０．００３％とする。
【００５１】
本発明に係る鋼管溶接金属において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、本発明においてＰおよびＳは不可避的不純物で、過度のＰ含有は溶接金属部の粒界に偏析して延性・靭性を低下させるため、また、過度のＳ含有は延性に有害なＭｎＳの生成を助長するため、いずれも、経済性を考慮して可能な範囲で低減することが好ましく、Ｐ量は０．０１％以下、Ｓ量は０．００３％以下であることが好ましい。
［母材部ミクロ組織］
本発明では、鋼管母材部のミクロ組織を、ベイナイト主体の母相と、前記母相中に分散して存在する第２相とを有する組織とする。該第２相は平均アスペクト比が２．０以下の島状マルテンサイト（ＭＡと言う場合がある）で、面積率が５〜２０％であり、さらに、９０％以上が、旧オーステナイト粒界に存在している組織に規定する。
【００５２】
鋼管の曲げ座屈限界歪の指標となる、０．５％耐力に対する１．５％耐力の比（以下、耐力比とも称する）を高めるため、母材部において、ＭＡを第２相として、面積率で５〜２０％分散させる。
【００５３】
面積率５％未満では、十分な耐力比とならず、一方、面積率が２０％を超えた場合、後述するＭＡのアスペクト比が規定を満足していても、一様伸び低下が著しくなることから上限を２０％とする。
【００５４】
ＭＡ面積率は倍率１０００〜３０００倍程度で鋼の断面ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）写真を４視野以上撮影し、それぞれの写真中に見えるＭＡ粒の個々の面積を画像解析によって測定後、全視野分を積算し、全視野面積で除することによって算出する。
【００５５】
ＭＡのアスペクト比は２．０以下とする。ＭＡ粒の形状は、細長い状態であるほどＭＡと第１相であるベイナイト相との界面から微視的な破壊が生じやすくなり、その結果、一様伸びが低下する。
【００５６】
ＭＡのアスペクト比は、１０００〜３０００倍程度の倍率で鋼の断面ＳＥＭ写真を４視野以上撮影し、視野毎に、個々のＭＡ粒について、長径および短径を画像解析により計測して、アスペクト比（＝長径／短径）を求めた後、平均値を算出し、更に全視野での平均値を求める。
【００５７】
さらに、これらアスペクト比２．０以下のＭＡがベイナイトのラス間に存在する場合、高い耐力比は得られるものの、強度が上昇したときの一様伸びの低下が著しいため、ＭＡが第１相の結晶粒界面に存在することが必要である。具体的には、ベイナイト変態前の旧オーステナイト粒界上に存在するＭＡが、全ＭＡの９０％以上となる必要がある。
【００５８】
旧オーステナイト粒界上に存在するＭＡの分率は、上述の面積率測定で計測した全ＭＡ粒子についてＳＥＭ写真で粒界との位置関係を確認し、粒界上に存在している粒子の数を数え、全ＭＡ粒子数で割ることで算出する。なお、旧オーステナイト粒界は例えばピクリン酸腐食によって現出することができる。
【００５９】
本発明においては、母相の主体であるベイナイト、および第２相である島状マルテンサイト以外のミクロ組織として面積率で５％以下の他の金属組織、例えばフェライト、パーライトやセメンタイトなどを１種または２種以上を含有してもよい。
【００６０】
但し、ベイナイト、および島状マルテンサイト以外のミクロ組織として、残留オーステナイトが存在する場合、加工誘起変態に伴う伸び向上効果が期待できるものの、一旦塑性加工した後は硬質なマルテンサイト化して、むしろ延性低下の原因になることから、その面積率は２％未満であることが好ましく、１％未満であることがさらに好ましい。
【００６１】
［溶接金属ミクロ組織］
本発明では、鋼管溶接金属のミクロ組織がアシキュラフェライトとベイナイトの混合組織とし、それぞれの面積率の和が８０％以上でかつ、島状マルテンサイトの面積率が５％以下の組織に規定する。
【００６２】
溶接金属において引張り強さ７００ＭＰａ以上の高強度を得るためには、多数のＴｉＯを核として変態生成した微細なアシキュラフェライト組織にベイナイト組織を混合させることが必要で、熱処理等により一部オーステナイト化してから再変態して生成するマルテンサイト、パーライト、セメンタイト等が多くなるほど靱性が著しく低下する。
【００６３】
このため溶接金属中のアシキュラフェライトとベイナイトの面積率の和を８０％以上とする必要があり、好ましくは９０％以上とする。また、溶接金属においては硬質なＭＡは少量でも著しく靱性を劣化させるため、面積率を５％以下、好ましくは２％以下とする。
以下、上記成分組成と上記ミクロ組織を備えた鋼の、好適な製造方法について述べる。
【００６４】
本発明において規定される鋼の温度条件は、鋼片あるいは鋼板板厚方向平均温度を指すものとする。
【００６５】
鋼片加熱温度：Ａｃ３以上
熱間圧延により形状およびミクロ組織を造り込むため、鋼片をオーステナイト化する目的で、Ａｃ３以上の温度に加熱する。Ａｃ３未満の場合、未変態フェライト等が残存し、その後のミクロ組織制御に悪影響を及ぼす。完全にオーステナイト化するためには１０００℃以上とすることが好ましい。
【００６６】
一方、鋼片加熱温度の上限は、母材靱性の観点からは１２００℃以下とすることが好ましい。直送圧延の場合は、再加熱せず、Ａｃ３以上の温度で熱間圧延を開始する。なお、Ａｃ３温度は鋼の合金元素含有量を下記式（１）に代入することで簡易に求めることができる。
Ａｃ３＝９６１．６−３１１．９Ｃ＋４９．５Ｓｉ−３６．４Ｍｎ＋１２．７Ａｌ−５１Ｃｕ−２９Ｎｉ−８．７Ｃｒ＋１３．５Ｍｏ＋３０８．１Ｎｂ−１４０Ｖ＋３１８．９Ｔｉ＋６１１．２Ｂ                                  （１）
式中、Ｍ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
【００６７】
熱間圧延終了温度：Ａｒ３以上
熱間圧延終了温度（圧延最終パスの温度）がＡｒ３以下まで低下した場合、圧延中に変態生成したフェライトが加工を受けた、いわゆる加工フェライトが形成される。加工フェライト量の増加に伴い、降伏強度が上昇し、鋼管の曲げ座屈歪向上に必要な耐力比を達成することが難しくなることから、圧延最終パスの温度をＡｒ３以上とする。好ましくは、８００℃以上とする。なお、Ａｒ３温度は鋼の合金元素添加量を下記式（２）に代入することで簡易に求めることができる。
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ                                      （２）
式中、Ｍ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
【００６８】
熱間圧延後はミクロ組織第１相をベイナイトとするために加速冷却を実施する。なお、加速冷却は、フェライトの生成を抑制するため、冷却開始温度をＡｒ３以上とすることが好ましい。
【００６９】
冷却速度：１０〜８０℃／ｓ
加速冷却の冷却速度は、加速冷却の途中でフェライトが生成することを避けるため、１０℃／ｓ以上とする。一方、冷却速度が８０℃／ｓを超えると、一部マルテンサイト変態が生じ延性が著しく低下するため、上限を８０℃／ｓとする。
【００７０】
冷却停止温度：４００℃未満
加速冷却の冷却停止温度はベイナイト変態を完了させるため４００℃未満とする。冷却停止温度が４００℃以上でベイナイト変態が完了していない場合、ベイナイト中に残る未変態オーステナイトがその後の再加熱処理を経てＭＡとなるが、アスペクト比が大きい細長いＭＡとなりやすく、かつ旧オーステナイト粒内に存在するため、一様伸びが低下する。
【００７１】
本発明に係る鋼管は上述の製造方法によって製造された鋼板を冷間加工法によって筒状に成形する。成形方法はＵＯＥ法、ロールベンド法等があるがいずれでもかまわない。鋼板を筒状に成形した後、再加熱処理を実施する。
【００７２】
再加熱温度：Ａｃ１以上Ａｃ３以下
ミクロ組織第１相であるベイナイトを加熱してその一部をオーステナイトに逆変態させる。逆変態オーステナイトは粒界３重点より変態し、かつ、拡散的に変態することから、後の冷却過程でさらに変態生成するＭＡがベイナイトラス間に生成することが抑制され、さらに、アスペクト比が小さい、一様伸び劣化が少ない形状のＭＡを生成させることができる。
【００７３】
再加熱温度がＡｃ１未満の場合、オーステナイトに逆変態しないため硬質第２相としてのＭＡを生成させることができない。一方、再加熱温度がＡｃ３を超えると、全面的にオーステナイトに逆変態してしまい、硬質相を所定の面積率で分散させた状態を得ることが極めて困難となるため、再加熱温度をＡｃ１以上Ａｃ３以下の二相域とする。なお、Ａｃ１温度は鋼の合金元素添加量を下記式（３）に代入することで簡易に求めることができる。
Ａｃ１＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ                                                                        （３）
式中、Ｍ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
【００７４】
再加熱する際の加熱速度は、加熱時に生成する逆変態オーステナイトがベイナイトのラス間から生成することを抑制するために、２℃／ｓ以上とすることが好ましい。再加熱後は空冷あるいは水冷を実施する。
【００７５】
硬質相であるＭＡの硬さを上げてより安定的に高い耐力比を得るためには、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで水冷することが好ましい。
【００７６】
二相域に再加熱、冷却後に、端部（通常、鋼板の圧延方向の端部）を溶接する（端部の溶接をシーム溶接と言う場合がある）。シーム溶接後、上述した再加熱を行うと、溶接金属が再変態して、マルテンサイト、パーライト、セメンタイトあるいはＭＡが生成し、本発明が目標とするアシキュラフェライトとベイナイトの面積率の和が８０％以上のミクロ組織が得られない。特に、溶接金属の場合、Ａｃ１以上Ａｃ３以下の二相域の温度域に加熱されると、多量のＭＡが生成し、ＭＡ面積率の目標値である５％以下を満足しない。以上の理由により、本発明ではシーム溶接は必ず母材部の二相域再加熱、冷却後に行い、溶接金属のミクロ組織がアシキュラフェライト主体の組織となるようにする。
シーム溶接はサブマージドアーク溶接による内外面１層溶接が一般的であるが、レーザーあるいはレーザーアークハイブリッド溶接等による１層溶接でもかまわない。シーム溶接後、管の真円度向上を目的とした拡管成形を行う。拡管条件は形状確保の観点から拡管率を０．６％以上、２．０％以下とすることが好ましい。
【実施例１】
【００７７】
表１に示す化学組成Ａ〜Ｊの鋼を用い、表２に示す条件の鋼片加熱、圧延、冷却を施して、鋼板Ｎｏ．１〜１４を作製した。なお、表１に表示していないが、不可避的不純物であるＰおよびＳの含有量は、いずれも、Ｐ量：０．０１％以下、Ｓ量：０．００３％以下であった。
【００７８】
これらの鋼板より圧延方向と直交する方向に、平行部幅１５０ｍｍ、平行部長さ６００ｍｍとする平板引張試験片を採取し、ＵＯＥ鋼管のＵ−Ｏプレス成形に相当する引張歪を付与してから、加熱・冷却を実施した。
【００７９】
次に、この熱処理後の試料を使い、鋼管のシーム溶接を模擬する内外面１層サブマージドアーク溶接を実施した。表３に熱処理条件、溶接入熱条件を示す。
【００８０】
最後に、サブマージドアーク溶接部を含む試験体に、ＵＯＥ鋼管の拡管成形に相当する引張歪を付与した。なお、比較として、平板引張試験片に引張歪を付与した後、先にサブマージドアーク溶接を行ってから加熱・冷却を行い、最後に再び引張歪を付与する試験体も作製した．
【００８１】
【表１】
0005842473.tif 000002
【００８２】
【表２】
0005842473.tif 000003
【００８３】
【表３】
0005842473.tif 000004
【００８４】
サブマージドアーク溶接部を含む試験体の母材部中央よりミクロ組織観察用サンプルを採取し、元の鋼板の圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いてＭＡを現出させた。
【００８５】
その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に５視野ミクロ組織写真を撮影し、写真中のＭＡの面積率、平均アスペクト比、およびフェライト粒界に属するＭＡの割合を画像解析によって計測・算出した。
【００８６】
さらに、同じ試料を再度鏡面研磨した後、３％硝酸アルコール腐食液にてエッチングを行い、光学顕微鏡にて４００倍の倍率で観察を行い、ミクロ組織の第１相の種類を確認した。
【００８７】
次に、同じ試験体の母材部中央よりＪＩＳ  Ｚ２２０１に従って１４Ａ号引張試験片を採取し、引張試験を行った。引張試験はＪＩＺ  Ｚ２２４１に従い、降伏強度、引張強度、一様伸びを計測した。
【００８８】
同じく、試験体の母材部中央よりＪＩＳ  Ｚ２２０２に従って２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。シャルピー試験はＪＩＳ  Ｚ２２４２に従い、延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を計測した。
【００８９】
次に、サブマージドアーク溶接部の溶接金属より化学成分分析試料を採取し、溶接金属の化学成分を測定した。表４に測定結果を示す。
【００９０】
【表４】
0005842473.tif 000005
【００９１】
サブマージドアーク溶接部より、溶接金属のミクロ組織観察用サンプルを採取し、板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いてＭＡを現出させた。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に５視野ミクロ組織写真を撮影し、写真中のＭＡの面積率を画像解析によって計測・算出した。
【００９２】
さらに、同じ試料を再度鏡面研磨した後、３％硝酸アルコール腐食液にてエッチングを行い、光学顕微鏡にて４００倍の倍率で観察を行い、ミクロ組織の種類を確認した。また、サブマージドアーク溶接部からＪＩＳ  Ｚ２２０２に従って２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、溶接金属のシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー試験はＪＩＳ  Ｚ２２４２に従い、試験温度−２０℃における吸収エネルギー（３本平均値）を計測した。
【００９３】
ＵＯＥ鋼管の製造工程を模擬する冷間加工＋熱処理後＋内外面１層サブマージドアーク溶接＋拡管相当冷間加工を実施した試験体の母材部および溶接金属部のミクロ組織画像解析結果および機械的性質を調査した結果をまとめて表５に示す。
【００９４】
【表５】
0005842473.tif 000006
【００９５】
Ｎｏ．１−１〜６は母材部化学組成、溶接金属化学組成、母材部ミクロ組織、および溶接金属ミクロ組織が本発明範囲内となる発明例で、いずれもＡＰＩ  Ｘ８０以上の強度、１．１０以上の１．５％耐力と０．５％耐力の比および引張強度と一様伸びの積が７５００ＭＰａ・％を超える値を示し、さらに試験温度−２０℃における溶接金属シャルピー吸収エネルギー（３本平均値）が１００Ｊを超える、優れた低温靱性を示した。
【００９６】
一方、Ｕ−Ｏプレス相当の冷間加工歪付与後にサブマージドアーク溶接を行ってから加熱・冷却をした比較例Ｎｏ．１−２は、溶接金属のミクロ組織が加熱・冷却の熱影響でアシキュラフェライトとベイナイトとの合計面積率およびＭＡ面積率の両方が本発明の範囲外となり、溶接金属シャルピー吸収エネルギーが著しく低下した。
【００９７】
また、Ｕ−Ｏプレス相当の冷間加工歪付与後の再加熱温度が本発明下限を下回った比較例１−３は、再加熱時にオーステナイト化が起こらなかったため、ＭＡの面積率が下限の５％を下回った結果、引張強度が低く、かつ０．５％耐力に対する１．５％耐力の比が本発明の目標に達しなかった。
【００９８】
再加熱温度が本発明上限を上回った比較例１−４は、再加熱によって全面的にオーステナイトに逆変態し、その後の空冷時にベイナイト変態をし、ベイナイトラス間にアスペクト比が大きいＭＡが生成した。その結果、引張強度と一様伸びの積が７５００ＭＰａ・％を下回った。
【００９９】
熱間圧延時の鋼片加熱温度が本発明下限を下回った比較例７は、鋼片が完全にオーステナイト化せず、残留したフェライト相が圧延・成形・加熱の履歴を経ても最後まで残ってしまい、再加熱後のＭＡ生成に影響して旧オーステナイト粒界上のＭＡ分率が本発明の範囲を下回った結果、引張強度と一様伸びの積が７５００ＭＰａ・％を下回った。
【０１００】
同様に、熱間圧延時の圧延終了温度が本発明下限を下回った比較例８も、圧延中に初析フェライトが生成したため、引張強度が低下したほか、再加熱後に旧オーステナイト粒界上のＭＡ分率が本発明の範囲を下回ったため、一様伸びが低下し、引張強度と一様伸びの積が７５００を下回った。
【０１０１】
また、熱間圧延後の加速冷却の冷却速度が本発明下限を下回った比較例９は、母材部の第１相ミクロ組織がフェライトとなってしまい、目標とするＡＰＩ  Ｘ８０級の引張強度が達成できなかった。
【０１０２】
加速冷却の冷却停止温度が本発明上限を上回った比較例１０は、変態生成したベイナイトのラス間にすでにＭＡが存在し、再加熱処理後もこのＭＡが残留したため、ＭＡの平均アスペクト比が本発明の範囲を上回った結果、引張強度と一様伸びの積が７５００ＭＰａ・％を下回った。
【０１０３】
母材部のＣ量が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．１１は、第１相がマルテンサイトであり、その結果一様伸びが低下し、引張強度と一様伸びの積が７５００ＭＰａ・％を下回った。母材部のＳｉ量が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．１２は、溶接金属のＳｉ量も上限を上回り、母材部および溶接金属中のＭＡ面積率が高くなった結果、母材部においては引張強度と一様伸びの積が７５００ＭＰａ・％を下回り、溶接金属ではシャルピー吸収エネルギーが低下した。
【０１０４】
母材部のＭｎ量が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．１３は、母材部のミクロ組織がマルテンサイト主体となり、一様伸びが低く、引張強度と一様伸びの積が７５００ＭＰａ・％を下回った。鋼のＮｂ量が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．１４は、母材部のＭＡ面積率が本発明の範囲を外れたため、一様伸びが低く、引張強度と一様伸びの積が７５００ＭＰａ・％を下回った。
【０１０５】
溶接金属の化学成分が本発明範囲を外れた比較例２−ａ、２−ｂ、２−ｃ、２−ｄ、２−ｅ、２−ｆ、２−ｇ、２−ｈは、いずれも母材部は目標とする機械的性質を満足したものの、溶接金属ミクロ組織が本発明の範囲外となるか、ＴｉＯ過剰、あるいはＮｂないしＶの析出硬化の結果、いずれも溶接金属シャルピー吸収エネルギーが低下した。