(57)【要約】【課題】ＵＯＥ鋼管の溶接部のＨＡＺ靱性をより一層高める。【解決手段】成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．５０〜３．００％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．００５０％、Ｏ：０．００１〜０．０１０％を含み、さらに、Ｓｎ：０．０００１〜０．００２０％、Ａｓ：０．０００１〜０．００２０％、及び、Ｓｂ：０．０００１〜０．００２０％の１種又は２種以上を合計で０．００３０％以下を含み、残部Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、下記式で定義するΔＴが２５０未満であることを特徴とするＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材。  ΔＴ＝２．４×１０4［％Ａｌ］＋２．６×１０4［％Ｏ］＋４．４［％Ｍｎ］−３０［％Ｓｉ］−２０【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．００％、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｏ  ：０．００１〜０．０１０％
を含み、さらに、
Ｓｎ：０．０００１〜０．００２０％、Ａｓ：０．０００１〜０．００２０％、及び、Ｓｂ：０．０００１〜０．００２０％の１種又は２種以上を合計で０．００３０％以下を含み、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、
下記式で定義するΔＴが２５０未満である
ことを特徴とするＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材。
ΔＴ＝２．４×１０4［％Ａｌ］＋２．６×１０4［％Ｏ］
＋４．４［％Ｍｎ］−３０［％Ｓｉ］−２０
【請求項２】
前記成分組成が、 さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、及び、Ｎｉ：１．０％以下の１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１に記載のＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材。
【請求項３】
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、及び、Ｂ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載のＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材。
【請求項４】
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、及び、ＲＥＭ：０．０５％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材。
【請求項５】
前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以下を含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材に関する。
【背景技術】
【０００２】
建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物の建築又は建造に厚鋼板が用いられるが、溶接部の破壊に対する安全性及び信頼性を一層高める観点から、溶接部の靱性に対する要求が厳しさを増し、母材鋼板の靭性と同様に、溶接熱影響部（以下「ＨＡＺ」）にも、より優れた靱性が要求される。
【０００３】
ＨＡＺにおいては、溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度が高くなるので、特に、溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では、オーステナイト(以下「γ」)粒が著しく粗大化して、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して靱性が劣化する。この傾向は、溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。
【０００４】
一方、溶接鋼構造物の建造コストに占める溶接施工コストの割合は大きいので、溶接施工コストを低減するため、高能率の溶接法が用いられる。溶接施工コストの低減に最も有効な方法は、溶接パス数を減らすことである。このため、溶接入熱を大きくした高能率溶接法を用いて、大入熱溶接施工を行うが、大入熱溶接施工を行った場合、ＨＡＺ靭性が顕著に低下することは避けられない。
【０００５】
したがって、靭性に対する要求が厳しい溶接鋼構造物の建築・建造においては、入熱を制限して溶接パス数を増やし、能率と経済性を犠牲にして溶接施工をせざるを得ないという問題点がある。この問題を解決するため、これまで、大入熱溶接ＨＡＺ靱性を改善する種々の対策が提案されてきた。
【０００６】
例えば、特許文献１には、微細なＴｉＮを鋼中に多数析出させることを特徴とする大入熱溶接用鋼材の製造法が提案されている。特許文献１の製造法は、析出した微細なＴｉＮのピン止め効果で、ＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制するものである。しかし、ＴｉＮは１３５０℃以上の高温で固溶するので、大入熱溶接時、十分なピン止め効果を得られるだけのTiN粒子サイズ・数を確保できず、ＨＡＺのγ粒が粗大化し、靭性は低下する。
【０００７】
特許文献２には、微細に析出させたＲＥＭ化合物（酸化物、硫化物）のピン止め効果で、ＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制する大入熱溶接用低温用高張力鋼が提案されているが、ＲＥＭ化合物を鋼中に安定的に微細分散させることは製造上非常に困難であり、特許文献２の高張力鋼は、必ずしも、ＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制できず、靭性が低下する場合がある。
【０００８】
特許文献３には、Ｔｉ酸化物、又は、Ｔｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかの粒子がフェライト変態核として作用することにより、ＨＡＺ組織を微細化させて靭性を向上させる方法が開示されている。Ｔｉ酸化物は高温で安定であることから、大入熱溶接においても、その効果が維持されるとしている。
【０００９】
しかし、介在物から生成するフェライトの結晶方位は全くランダムというわけではなく、母相オーステナイトの結晶方位の影響を受ける。また、フェライト核生成能は溶接入熱および冷却速度にも依存するため、α核生成能を有するＴｉ酸化物、又は、Ｔｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかの粒子を安定的にγ粒内に均一に分散させることは困難である。
【００１０】
特許文献４には、特許文献１〜３提案の技術を踏まえ、１４００℃以上に加熱される部分でのγ粒の粗大化を防止できる溶接構造物用鋼が提案されている。しかし、特許文献４の溶接構造物用鋼は、溶接入熱量を１００ｋＪ／ｃｍ程度までに制限しており、それ以上の溶接入熱量にて溶接を実施した場合、ＨＡＺのγ粒が粗大化し、靭性が低下する場合があった。
【００１１】
ところで、近年、原油・天然ガスの長距離輸送に、従来のラインパイプに替えＵＯＥ鋼管を使用する試みがなされている。高圧化による輸送効率の向上や、管径・重量を低減して現地の施工能率の向上を図るため、鋼管母材に高強度化が求められるが、高強度化に伴い、ＨＡＺ靭性は顕著に低下する。それ故、ＵＯＥ鋼管においては、ＨＡＺ靱性の向上が強く求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特開昭５０−０３３９２０号公報
【特許文献２】特開昭６０−１８４６６３号公報
【特許文献３】特開昭６０−２４５７６８号公報
【特許文献４】特開平０６−２０７２４３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は、溶接鋼構造物、特に、ＵＯＥ鋼管の溶接部の破壊に対する安全性及び信頼性を一層高める観点から、ＨＡＺ靱性の向上が強く求められている現状に鑑み、ＨＡＺ靱性をより一層高めることを課題とし、該課題を解決するＵＯＥ鋼管母材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】
【００１４】
一般に、ＨＡＺ靭性を改善する方法として、析出物によるピン止め効果を利用してγ粒の粗大化を抑制する方法、γ粒内のα変態を促進する方法等があるが、本発明者らは、析出物によるピン止め効果を利用してγ粒の粗大化を抑制する方法を前提に、鋼管母材の成分組成を調整することで上記課題を解決する手法について鋭意検討した。
【００１５】
その結果、本発明者らは、Ａｌ、Ｏ、Ｍｎ、及び、Ｓｉの含有量を所要の範囲に限定し、かつ、上記各含有量が所要の関係式（後述する）を満たせば、鋼中に、ピン止め作用をなす微細なＡｌ系酸化物（Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＡｌ2Ｏ4）を析出させることができ、ＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制できることを見いだした。
【００１６】
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。
【００１７】
（１）成分組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．００％、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｏ  ：０．００１〜０．０１０％
を含み、さらに、
Ｓｎ：０．０００１〜０．００２０％、Ａｓ：０．０００１〜０．００２０％、及び、Ｓｂ：０．０００１〜０．００２０％の１種又は２種以上を合計で０．００３０％以下を含み、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、
下記式で定義するΔＴが２５０未満である
ことを特徴とするＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材。
ΔＴ＝２．４×１０4［％Ａｌ］＋２．６×１０4［％Ｏ］
＋４．４［％Ｍｎ］−３０［％Ｓｉ］−２０
【００１８】
（２）前記成分組成が、 さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、及び、Ｎｉ：１．０％以下の１種又は２種を含むことを特徴とする前記（１）に記載のＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材。
【００１９】
（３）前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、及び、Ｂ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（１）又は（２）に記載のＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材。
【００２０】
（４）前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、及び、ＲＥＭ：０．０５％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載のＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材。
【００２１】
（５）前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以下を含むことを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載のＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、ラインパイプとしても使用し得る、ＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
本発明のＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材（以下「本発明鋼管母材」ということがある。）は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜３．００％、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｏ  ：０．００１〜０．０１０％、さらに、
Ｓｎ：０．０００１〜０．００２０％、Ａｓ：０．０００１〜０．００２０％、及び、Ｓｂ：０．０００１〜０．００２０％の１種又は２種以上を合計で０．００３０％以下、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、かつ、
下記式で定義するΔＴが２５０未満である
ことを特徴とする。
ΔＴ＝２．４×１０4［％Ａｌ］＋２．６×１０4［％Ｏ］
＋４．４［％Ｍｎ］−３０［％Ｓｉ］−２０
【００２４】
まず、本発明鋼管母材の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下、％は質量％を意味する。
【００２５】
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、母材の強度を確保するのに有効な元素である。０．０１％未満であると、添加効果が発現しないので、０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、０．２０％を超えると、溶接性が低下するので、０．２０％以下とする。好ましくは０．１０％以下である。
【００２６】
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％
Ｓｉは、溶鋼の予備脱酸に有効な元素である。母材中において、微細なＡｌ系酸化物（Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＡｌ2Ｏ4）を所定量確保するためには、製鋼時のＳｉ脱酸を制限する必要がある。そのため、Ｓｉは０．０３〜０．３０％とする。
【００２７】
０．０３％未満であると、十分な予備脱酸効果が得られず、Oが溶鋼中に過剰に残存し清浄度が低下するので、０．０３％以上とする。好ましくは０．０７％以上である。
【００２８】
一方、０．３０％を超えると、硬質第二相である島状マルテンサイトの生成を助長し、ＨＡＺ靭性を低下させるの、また、Ｓｉ酸化物が多量に生成して、微細なＡｌ系酸化物の生成に必要なＯ量を確保できなくなるので、０．３０％以下とする。好ましくは０．２５％以下である。
【００２９】
Ｍｎ：０．５０〜３．００％
Ｍｎは、強度及び靭性の確保に必要な元素であるとともに、微細なAl系酸化物の上に微細なＭｎＳを析出させ、旧γ粒の粗大化を抑制するピン止め効果の向上に寄与する元素である。
【００３０】
Ａｌ：０．０００５〜０．００５％及びＯ：０．００１〜０．０１％（後述する）の下で、Ｍｎを０．５０〜３．００％に制御すると、微細なＭｎＳが微細なＡｌ系酸化物の上に析出して、ピン止め効果が安定的に向上する。
【００３１】
０．５０％未満であると、所要の強度及び靭性が得られず、また、安定したピン止め効果が得られないので。０．５０％以上とする。好ましくは０．８０％以上である。一方、３．００％を超えると、焼入れ性が増大し、溶接性及びHAZ靭性が劣化するので、３．００％以下とする。好ましくは２．５０％以下である。
【００３２】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物元素であるので、少ない方が好ましい元素である。０．０２％を超えると、母材の靱性が低下するので、０．０２％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。
【００３３】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、不純物元素であるので、少ない方が好ましい元素である。０．０２％を超えると、母材の靱性が低下するので、０．０２％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。
【００３４】
Ａｌ：０．０００５〜０．００５０％
Ａｌは、脱酸元素であるとともに、Ｏと結合して、ＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制する作用（ピン止め効果）をなす微細なＡｌ系酸化物（Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＡｌ2Ｏ4）形成する元素である。０．０００５％未満であると、Ａｌ系酸化物の生成量が少なく、ビン止め効果が発現しないので、０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。
【００３５】
一方、０．００５０％を超えると、Ａｌ系酸化物が粗大化して、ビン止め効果が得られないほか、粗大なＡｌ2Ｏ3が生成して、破壊の起点となるので、０．００５０％以下とする。好ましくは０．００４０％以下である。
【００３６】
Ｏ：０．００１〜０．０１０％
Ｏは、Ａｌと結合して、ＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制する作用（ピン止め効果）をなす微細なＡｌ系酸化物（Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＡｌ2Ｏ4）を形成する元素である。０．００１％未満であると、Ａｌ系酸化物の生成量が少なく、ビン止め効果が発現しないので、０．００１％以上とする。好ましくは０．００４％以上である。
【００３７】
一方、０．０１０％を超えると、鋼の洗浄度を低下させるだけでなく、Ａｌ系酸化物が粗大化して、ビン止め効果が得られないとともに、粗大なＡｌ2Ｏ3が生成して、破壊の起点となるので、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。
【００３８】
本発明鋼管母材においては、母材中に、微細なＡｌ系酸化物（Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＡｌ2Ｏ4）を分散させることで、ＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制する（ピン止め効果）。そのため、Ａｌ：０．０００５〜０．００５％、及び、Ｏ：０．００１〜０．０１％と規定したが、ピン止め効果を安定的に確保し、ＨＡＺ靭性の一層の改善を図るためには、下記式で定義するΔＴが２５０未満である必要がある。
ΔＴ＝２．４×１０4［％Ａｌ］＋２．６×１０4［％Ｏ］
＋４．４［％Ｍｎ］−３０［％Ｓｉ］−２０＜２５０
【００３９】
ΔＴは、Ａｌ系酸化物を形成する元素（ＡｌとＯ）、及び、Ａｌ系酸化物の上に析出するＭｎＳを形成する元素（Ｍｎ）の量と、Ａｌ系酸化物の生成に必要なＯ量を低減する脱酸元素（Ｓｉ）の量に基づいて、Ａｌ系酸化物の鋼中分散状態を示す指標である。そして、本発明者らは、ΔＴを実験的に求めた。
【００４０】
ΔＴが２５０以上であると、Ａｌ系酸化物の晶出温度が上昇するか、又は、鋼の融点が低下し、溶鋼が融点に達するまでの間に、Ａｌ系酸化物が凝集・粗大化する。粗大化したＡｌ系酸化物はピン止め粒子として機能しないので、γ粒は粗大化する。
【００４１】
一方、ΔＴが２５０未満の場合、溶鋼が鋼の融点に達するまでの間において、Ａｌ系酸化物が成長せず、かつ、核生成も生じないので、Ａｌ系酸化物が、鋼中に、微細かつ多数分散する。微細でかつ多数のＡｌ系酸化物はピン止め粒子として機能するので、γ粒の粗大化が抑制される。
【００４２】
したがって、Ａｌ：０．０００５〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．０１％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、及び、Ｓｉ：０．０３〜０．３％のもとで、ΔＴを２５０未満に維持することで、母材中に、γ粒の粗大化を抑制するビン止め粒子として機能する微細なＡｌ系酸化物を形成することができる。
【００４３】
それ故、本発明鋼管母材においては、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接を実施した場合でも、旧γ粒の粗大化を抑制し、もって、優れたＨＡＺ靭性を確保することができる。この優れたＨＡＺ靱性は、３０ｋＪ／ｃｍ程度の低入熱であっても発現するので、本発明鋼管母材は、ＵＯＥ鋼管の製造に限らず、造船・建材用鋼板を含む、優れたＨＡＺ靱性を必要とする鋼板として、幅広く活用することができる。
【００４４】
本発明鋼管母材は、上記元素の他、Ｓｎ：０．０００１〜０．００２０％、Ａｓ：０．０００１〜０．００２０％、及び、Ｓｂ：０．０００１〜０．００２０％の１種又は２種以上を合計で０．００３０％以下含有する。
【００４５】
Ｓｎ、Ａｓ、及び、Ｓｂは、溶鋼の脱酸過程で必然的に溶鋼中に存在し、酸素活量に影響を及ぼす元素である。溶鋼中に、Ｓｎ：０．０００１〜０．００２０％、Ａｓ：０．０００１〜０．００２０％、及び、Ｓｂ：０．０００１〜０．００２０％が、合計で０．００３０％以下存在すると、Ａｌ系酸化物の界面エネルギーが低下して、Ａｌ系酸化物が晶出するときの臨界核半径が小さくなる。臨界核半径を小さくすると、溶鋼が融点に達した段階におけるＡｌ系酸化物の粒子半径を非常に小さくすることができる。
【００４６】
さらに、溶鋼中に、所要量のＳｎ、Ａｓ、及び、Ｓｂの１種又は２種以上を添加すると、酸素活量を、Ａｌ系酸化物を多数分散させることができる適正な酸素活量に制御することができる。
【００４７】
Ｓｎ、Ａｓ、及び、Ｓｂが、それぞれ、０．０００１％未満であると、上記効果が発現しないので、それぞれを、０．０００１％以上とする。一方、Ｓｎ、Ａｓ、及び、Ｓｂが、それぞれ、０．００２０％を超えると、Ａｌ系酸化物が微細に分散するために必要な酸素活量を得ることができず、また、熱間加工性が低下するので、それぞれを、０．００２０％以下とする。
【００４８】
さらに、Ｓｎ、Ａｓ、及び、Ｓｂの１種又は２種以上の合計を０．００３０％以下とする。上記合計が０．００３０％を超えると、熱間加工性が著しく低下するので、上記合計は０．００３０％以下とする。
【００４９】
本発明鋼管母材は、上記元素の他、元素群、(1)Ｃｕ：１．０％以下及びＮｉ：１．０％以下の１種又は２種、(2)Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、及び、Ｂ：０．００５％以下の１種又は２種以上、(3)Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、及び、ＲＥＭ：０．０５％以下の１種又は２種以上、及び、(4)Ｔｉ：０．０１％以下、の一群又は二群以上の元素を含有してもよい。
【００５０】
以下、元素群の元素の限定理由について説明する。
【００５１】
(1)群のＣｕ及びＮｉの１種又は２種
Ｃｕ及びＮｉは、母材の強度と靭性の向上に寄与する元素である。必要に応じ、１種又は２種を添加する。
【００５２】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、母材の強度と靭性の向上に寄与する元素である。しかし、１．０％を超えると、逆に、母材の強度と靭性が低下するので、１．０％以下とする。好ましくは０．７％以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を安定して得たい場合には、０．１％以上添加する。好ましくは０．２％以上である。
【００５３】
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、母材の強度と靭性の向上に寄与する元素である。しかし、１．０％を超えると、逆に、母材の強度と靭性が低下するので、１．０％以下とする。好ましくは０．７％以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を安定して得たい場合には、０．１％以上添加する。好ましくは０．２％以上である。
【００５４】
ＣｕとＮｉを共存させると、Ｃｕ又はＮｉを単独で多量に含有させることによる過度の焼入れ性の上昇を回避し、ＨＡＺ靭性及び溶接性への悪影響を最小限に抑制できるので、強度と靭性のバランスをとり易くなる。この場合、ＣｕとＮｉの合計は２．０％以下が望ましい。
【００５５】
(2)群のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｂの１種又は２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、及び、Ｂは、いずれも、母材の焼入れ性を高め、強度の確保に寄与する元素である。必要に応じ、１種又は２種以上を添加する。
【００５６】
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、母材の焼入れ性を高め、強度の確保に寄与する元素である。しかし、０．５％を超えると、母材及びＨＡＺ靭性の劣化を招くとともに、溶接低温割れの発生を招くので、０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を安定的に得たい場合には、０．１％以上を添加する。好ましくは０．２％以上である。
【００５７】
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を高め、強度の確保に寄与する元素である。しかし、０．５％を超えると、母材及びＨＡＺ靭性の劣化を招くとともに、溶接低温割れの発生を招くので、０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を安定的に得たい場合には、０．１％以上を添加する。好ましくは０．２％以上である。
【００５８】
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を高め、強度の確保に寄与する元素である。しかし、０．０５％を超えると、母材及びＨＡＺ靭性の劣化を招くとともに、溶接低温割れの発生を招くので、０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を安定的に得たい場合には、０．００５％以上を添加する。好ましくは０．００８％以上である。
【００５９】
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を高め、強度の確保に寄与する元素である。しかし、０．２％を超えると、母材及びＨＡＺ靭性の劣化を招くとともに、溶接低温割れの発生を招くので、０．２％以下とする。下限は特に限定しないが、添加効果を安定的に得たい場合には、０．０２％以上を添加する。好ましくは０．０５％以上である。
【００６０】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を高め、強度の確保に寄与する元素である。しかし、０．００５％を超えると、母材及びＨＡＺ靭性の劣化を招くとともに、溶接低温割れの発生を招くので、０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を安定的に得たい場合には、０．００１％以上を添加する。好ましいくは０．００２０％以上である。
【００６１】
(2)群の元素を２種以上添加すると、それぞれの元素を単独で多量に添加することによる過度の焼入れ性の上昇を回避し、ＨＡＺ靭性及び溶接性への悪影響を最小限に抑制できるので、強度と靭性のバランスをとり易くなる。この場合、上記元素の合計を１．０％以下に制御することが望ましい。
【００６２】
(3)群のＣａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの１種又は２種以上
Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭは、いずれも、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を高め、低温靭性の確保に寄与する元素である。必要に応じて、１種又は２種以上を添加する。
【００６３】
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を高め、低温靭性の確保に寄与する元素である。しかし、０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターが生成して鋼の清浄度が阻害されるので、０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を安定して得たい場合には、０．００１％以上を添加する。好ましくは0.002％以上である。
【００６４】
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様に、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を高め、低温靭性の確保に寄与する元素である。しかし、０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターが生成して鋼の清浄度が阻害されるので、０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を安定して得たい場合には、０．００１％以上を添加する。好ましくは０．００２％以上である。
【００６５】
ＲＥＭ：０．０５％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を高め、低温靭性の確保に寄与する元素である。しかし、０．０５％を超えると、大型介在物やクラスターが生成して鋼の清浄度が阻害されるので、０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を安定して得たい場合には、０．０１％以上を添加する。好ましくは０．０２％以上である。
【００６６】
ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹ、及び、Ｓｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素の１種又は２種以上を添加する。ＲＥＭの混合体であるミッシュメタルを添加することで、ＲＥＭを添加してもよい。なお、ＲＥＭの添加量は、これらの元素の合計添加量を意味する。
【００６７】
(3)群の元素を２種以上添加すると、それぞれの元素を単独で多量に添加することによる過度の焼入れ性の上昇を回避し、ＨＡＺ靭性及び溶接性への悪影響を最小限に抑制できるので、所望の強度と靭性のバランスをとり易くなる。この場合、それらの元素の合計添加量を０．０５％以下にすることが望ましい。
【００６８】
(4)群のＴｉ
(4)群の元素であるＴｉは、窒化物を生成し、鋼中の固溶Ｎ量を低減する作用をなす元素である。析出したＴｉＮが、ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化を抑制する作用をなすので、必要に応じて、添加する。
【００６９】
Ｔｉ：０．０１％以下
Ｔｉは、Ｎと反応してＴｉＮを生成するので、鋼中の固溶Ｎ量を低減する作用をなす元素である。また、析出したＴｉＮは、ピン止め効果で、熱間圧延前のスラブ加熱時の母材、及び、大入熱溶接時のＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材及びＨＡＺ靭性の向上に寄与する。
【００７０】
しかし、０．０１％を超えると、Ａｌ系酸化物の生成に必要なＯ（酸素）量の低減を招き、その結果、ピン止め効果が小さくなり、ＨＡＺ靭性が低下するので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。下限は特に限定しないが、添加効果を安定して得たい場合には、０．００２％以上を添加する。好ましくは０．００４％以上である。
【００７１】
次に、本発明鋼管母材の製造方法（以下「本発明製造方法」ということがある。）について説明する。
【００７２】
本発明製造方法は、脱炭反応を活用するために、溶鋼を低Al状態にして低Ａｌ鋼を製造することを特徴とする。通常のＡｌキルド鋼と、脱炭反応を活用して製造した低Ａｌ鋼を比較した場合、同じ酸素濃度の溶鋼を溶製するのであっても、溶存酸素の低減プロセスが異なる。
【００７３】
Ａｌキルド鋼では、Ａｌ2Ｏ3が生成して溶存酸素が低減していくのに対し、低Ａｌ鋼では、Ａｌ2Ｏ3が分解されながら低減してくことになる。このため、低Ａｌ鋼を減圧処理した場合、製品段階で、通常のＡｌキルド鋼と同じ酸素濃度であっても、通常のＡｌキルド鋼よりも粗大な酸化物が極めて少ない、清浄度の高い鋼が得られることになる。
【００７４】
また、本発明製造方法は、微細なＡｌ系酸化物を生成させるために、凝固段階で、溶存酸素濃度が高い状態を形成することを特徴とする。この手法は、溶鋼段階で酸化物を微細化する手法よりも効果が大きく、安定して微細なＡｌ系酸化物を形成することができる。
【００７５】
このためには、凝固段階、即ち、溶鋼段階の末期で、溶存酸素濃度が高い状態を作る必要がある。溶存酸素濃度のみを高くした状態で鋳込んだ場合、凝固過程で、溶鋼中に溶け切れない酸素が、溶鋼成分と反応して生成する、いわゆる、二次脱酸生成物が大量に生成することになる。この二次脱酸生成物が、微細なＡｌ系酸化物であり、これがピン止め粒子として機能する。
【００７６】
本発明製造方法では、減圧処理を行う際、その時点でのＡｌ濃度で決まる溶存酸素濃度よりも、炭素濃度と真空槽の圧力で決まる溶存酸素濃度が低くなる条件で減圧精錬を行うことで脱炭反応が生じ、粗大な酸化物を低減できることを知見した。さらに、この状態から真空槽内圧力を高くして環流させることで、溶存酸素濃度のみを増加できることを知見した。
【００７７】
具体的な本発明製造方法を、以下に説明する。
【００７８】
製鋼炉から取鍋に出鋼した、質量％で、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．００５〜０．３％、Ｏ（全酸素濃度）：０．０２％以下の溶鋼を、減圧清浄化処理として、環流型脱ガス装置において、（１）式を満たすＡｌ濃度、Ｃ濃度、及び、真空槽内圧力で１０分間以上環流処理し、該還流処理中及び処理後は、炭素以外の脱酸材を添加しないこと、即ち、脱酸剤は炭素を含めて一切添加しないか、又は、脱酸剤を添加するなら炭素に限ることを特徴とする。
【００７９】
Ａｌ＜０．０００８×（（１０１．３２５×Ｃ）／Ｐ0_former）1.5    ・・・（１）
Ａｌ：溶鋼のｓｏｌ．Ａｌ濃度（質量％）
Ｃ  ：溶鋼のＣ濃度（質量％）
Ｐ0_former：減圧清浄化処理時の真空槽内圧力（ｋＰａ）
【００８０】
前記減圧清浄化処理を施した後、後環流処理として、質量％で、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．００５〜０．３％、Ｏ（全酸素濃度）：０．００５％以下の溶鋼を、（４）式を満たす範囲の真空槽内圧力Ｐ0_latterで、３分間以上環流処理し、該環流処理中及び処理後は炭素以外の脱酸剤を添加しないこと、即ち、脱酸剤は炭素を含めて一切添加しないか、又は、脱酸剤を添加するなら炭素に限ることを特徴とする。
５＜Ｐ0_latter＜１５                                              ・・・（４）
Ｐ0_latter：後環流処理時の真空槽内圧力（ｋＰａ）
【実施例】
【００８１】
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。
【００８２】
（実施例１）
上記方法で溶解後、１１００℃で１．５時間加熱後鍛造し、厚さ１５０ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ１４０ｍｍのブロックを製造した。ブロックは１１００℃で１．５時間加熱し、熱間圧延により厚さ３０ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ１０００ｍｍに圧延し、７００℃まで空冷後、常温まで水冷して鋼板を５２鋼種作製した。
【００８３】
作製した鋼板を用いて、１１ｍｍ角、長さ６０ｍｍ断面角形状の試験片に加工し、熱サイクルシミュレーターを用いて入熱７５ｋＪ／ｃｍ（１４００℃×１０秒保持、Δｔ800−500＝３００Ｓ）を模擬した熱サイクルを付与した（以下、再現熱サイクル試験）。再現熱サイクル試験後、Ｖノッチフルシャルピー試験片に加工し、試験温度０℃でシャルピー衝撃試験を行った。
【００８４】
表１に、各鋼板の成分組成を示し、表２に、ΔＴ計算値、旧γ粒径、及び、吸収エネルギー（０℃）値を示す。ここで、旧γ粒径が１５０μｍ以下のものを○、それ以上のものを×とした。また、０℃吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを○、それ以下のものを×とした。
【００８５】
【表１】
2015151563.tif 000002
【００８６】
【表２】
2015151563.tif 000003
【００８７】
表１及び表２より、Ａｌ：０．０００５〜０．００５質量％、Ｏ：０．００１〜０．０１質量％、Ｍｎ：０．５〜３．０質量％、Ｓｉ：０．０３〜０．３質量％で、かつ、
ΔＴ＝２．４×１０4［％Ａｌ］＋２．６×１０4［％Ｏ］
＋４．４［％Ｍｎ］−３０［％Ｓｉ］−２０＜２５０
に制御すると、ＨＡＺ靭性が改善されることが解る。
【産業上の利用可能性】
【００８８】
前述したように、本発明によれば、ラインパイプとしても使用し得る、ＨＡＺ靱性に優れたＵＯＥ鋼管母材を提供することができる。よって、本発明は、鉄鋼産業において利用可能性が高いものである。