(57)【要約】【課題】低温靭性に優れ、厚手例えば１４ｍｍ以上の板厚でＡＰＩ−Ｘ６５規格以上の高強度なスパイラルパイプ用熱延鋼板およびその製造方法の提供。【解決手段】質量％にて、Ｃ＝０．０１〜０．１％、Ｓｉ＝０．０５〜０．５％、Ｍｎ＝１〜２％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．００５％、Ｏ≦０．００３％、Ａｌ＝０．００５〜０．０５％、Ｎ＝０．００１５〜０．００６％、Ｎｂ＝０．００５〜０．０８％、Ｔｉ＝０．００５〜０．０２％、且つ、Ｎ−１４／４８×Ｔｉ＞０％、Ｎｂ−９３／１４×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ＞０．００５％、Ｍｏ＝０．０１％以上０．１％未満、Ｃｒ＝０．０１〜０．３％、Ｃｕ＝０．０１〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、造管後のパイプ円周方向の断面におけるミクロ組織単位の展伸度が２以下であることを特徴とする。【選択図】      図１
2008248384.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ  ＝０．０１〜０．１％、
Ｓｉ＝０．０５〜０．５％、
Ｍｎ＝１〜２％、
Ｐ≦０．０３％、
Ｓ≦０．００５％、
Ｏ≦０．００３％、
Ａｌ＝０．００５〜０．０５％、
Ｎ＝０．００１５〜０．００６％、
Ｎｂ＝０．００５〜０．０８％、
Ｔｉ＝０．００５〜０．０２％、
且つ、
Ｎ−１４／４８×Ｔｉ＞０％、
Ｎｂ−９３／１４×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）＞０．００５％、
Ｍｏ＝０．０１％以上０．１％未満、
Ｃｒ＝０．０１〜０．３％、
Ｃｕ＝０．０１〜０．３％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、造管後のパイプの円周方向の断面におけるミクロ組織単位の展伸度が２以下であることを特徴とする低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板。
【請求項２】
前記鋼板のミクロ組織が連続冷却変態組織であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板。
【請求項３】
さらに質量％にて、
Ｖ  ＝０．０１％以上０．０４％未満、
Ｎｉ＝０．０１〜０．３％、
の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％にて、
Ｂ  ＝０．０００２〜０．００３％、
を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板。
【請求項５】
さらに、質量％にて、
Ｃａ＝０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％、
の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を加熱後、熱間圧延にて再結晶温度域での圧延を各圧下パスで１０％以上２５％未満の圧下率で行い、さらに未再結晶温度域の合計圧下率を６５％以上８０％以下とする圧延を終了した後、冷却開始から巻き取るまでの温度域を５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、５００℃以上６００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記熱間圧延に際し、請求頂１〜５のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を下記式のＳＲＴを満足する温度以上、１２３０℃以下に加熱し、さらに当該温度域で２０分以上保持し、続く熱間圧延にて圧延を終了した後、５秒以内に冷却を開始することを特徴とする請求項６に記載の低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−ｌｏｇ〔％Ｎｂ〕［％Ｃ］）−２７３
【請求項８】
前記再結晶温度域の圧延と未再結晶温度域の圧延の間に冷却を行うことを特徴とする請求項６または請求項７に記載の低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は低温靭性に優れるホットコイルを素材としたスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、原油、天然ガスなどエネルギー資源の開発域は、北海、シベリア、北米、サハリンなどの寒冷地、また、北海、メキシコ湾、黒海、地中海、インド洋などの深海へと、その自然環境の苛酷な地域に進展してきた。また、地球環境重視の観点から、天然ガス開発が増加すると同時にパイプラインシステムの経済性の観点から鋼材重量の低減や操業圧力の高圧化が求められている。これらの環境条件の変化に対応してラインパイプに要求される特性はますます高度化かつ多様化しており、大きく分けると、（１）厚肉／高強度化、（２）高靭性化、（３）現地溶接（円周方向溶接）性の向上に件う低炭素当量（Ｃｅｑ）化、（４）耐食性の厳格化、（５）凍土、地震・断層地帯での高変形性能の要求、である。また、これらの特性は使用環境に従い、複合して要求されるのが普通である。
【０００３】
さらに、最近の原油・天然ガス需要の増大を背景に、これまで採算性がないために開発を見送っていた遠隔地や自然環境の苛酷な地域での開発が本格化しようとしている。特に原油・天然ガスを長距離輸送するパイプラインに使用するラインパイプは、輸送効率向上のための厚肉・高強度化に加えて、寒冷地での使用に耐えうる高靭性化が強く求められており、これら要求特性の両立が技術的な課題となっている。
【０００４】
一方、ラインパイプ用鋼管はその製造プロセスにより、シームレス鋼管、ＵＯＥ鋼管、電縫鋼管およびスパイラル鋼管と分類でき、その用途、サイズ等により選択がなされるが、シームレス鋼管を除いて、何れも板状の鋼板・鋼帯を管状に成形された後に溶接によりシームされることにより鋼管として製品化される特徴を持っている。さらに、これら溶接鋼管は素材にホットコイルを用いるか、プレートを用いるかにより分類でき、前者は電縫鋼管およびスパイラル鋼管、後者はＵＯＥ鋼管である。高強度、大径、厚肉の用途には後者のＵＯＥ鋼管を用いるのが一般的であるが、コスト、納期の面で前者のホットコイルを素材とする電縫鋼管およびスパイラル鋼管の高強度、大径、厚肉化要求が増している。
【０００５】
ＵＯＥ鋼管においてはＸ１２０規格に相当する高強度鋼管の製造技術が開示されている（例えば、非特許文献１参照）。
【０００６】
しかしながら、上記技術は、厚板（プレート）を素材とすることを前提としており、その高強度と厚肉化を両立させるためには、厚板製造工程の特徴である途中水冷停止型直接焼入れ法（ＩＤＱ：Ｉｎｔｅｒｒｕｐｔｅｄ  Ｄｉｒｅｃｔ  Ｑｕｅｎｃｈ）を用い高冷却速度、低冷却停止温度にて達成されたもので、特に強度を担保するために焼き入れ強化（組織強化）が活用されているのが特徴である。
【０００７】
これに対して電縫鋼管およびスパイラル鋼管素材であるホットコイルでは、その工程の特徴として巻取り工程があり、コイラーの設備能力の制約から厚肉材を低温で巻き取ることが困難であるために焼き入れ強化に必要な低温冷却停止が不可能である。従って、焼き入れ強化による強度の担保は難しい。
【０００８】
一方、ラインパイプ鋼管用ホットコイルで高強度、厚肉化と低温靭性を両立させる技術として精錬時にＣａ−Ｓｉを添加することで介在物を球状化し、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｉの強化元素に加えて結晶粒微細化効果のあるＶを添加し、さらに、ミクロ組織をベイニティックフェライトまたはアシュキュラーフェライトとして強度を担保するために低温圧延と低温巻取りを組み合わせる技術が開示されている（例えば、特許文献１参照）。
【０００９】
しかしながら、上記技術は、ラインパイプ向けスパイラル鋼管用ホットコイル固有の課題である圧延方向、幅方向およびスパイラル鋼管に造管後のパイプ円周方向の靭性異方性については言及していない。
【００１０】
スパイラル鋼管はホットコイルをアンコイルしながららせん状に巻き接合部をアーク溶接しながら造管される。このため、ラインパイプとして造管後に重要となるパイプ円周方向の材質が重要であるにも関わらず、パイプ造管後の円周方向とホットコイルの幅方向が合致しない。一般的にラインパイプ用素材として低温で圧延されるホットコイル材は圧延方向に対して材質の異方性をもち、特に圧延方向から４５°方向で引張強度が低下する傾向がある。従って、この圧延方向から４５°方向の強度−靭性バランスを高めることが、スパイラルラインパイプ用鋼管としての性能を高めることになる。
【００１１】
具体的にはこの造管後のパイプ円周方向の引張強度が造管後にＡＰＩ−Ｘ６５規格以上を満足するために鋼板の当該方向における引張強度が５８５ＭＰａ以上であり且つ−２０℃のＤＷＴＴ試験における造管後のパイプ円周方向に相当する方向の延性破面率がホットコイル幅方向のそれの９０％以上であれば造管後の−２０℃のＤＷＴＴ試験におけるパイプ円周方向の延性破面率が７０％以上となり、ラインパイプ用途のスパイラル鋼管として強度−靭性バランスが必要特性を満たす。さらに上記技術、合金元素については非常に高価な合金元素であるＶを一定量以上添加することを必須としており、それによりコストの増大を招くだけでなく、現地溶接性を低下させる懸念がある。また、製造方法では強度−靭性バランスを担保するために巻取り温度を低温化させなければならず、これを可能とするためにはコイラー能力の増強等の特別な設備的対策の配慮が必要となる場合がある。
【００１２】
【特許文献１】特許第３８４６７２９号公報（特表２００５−５０３４８３号公報）
【非特許文献１】「新日鉄技報」Ｎｏ．３８０、２００４年、７０頁
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
そこで、本発明は、厳しい低温靭性が要求される地域においてもその使用に耐えうるだけでなく、厚手、例えば１４ｍｍ以上の板厚でＡＰＩ−Ｘ６５規格以上の高強度なスパイラルパイプ用の熱延鋼板およびその鋼板を安価に安定して製造できる方法を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、上記課題を解決するためになされたものであり、その手段は、以下のとおりである。
【００１５】
（１）  質量％にて、
Ｃ  ＝０．０１〜０．１％、
Ｓｉ＝０．０５〜０．５％、
Ｍｎ＝１〜２％、
Ｐ≦０．０３％、
Ｓ≦０．００５％、
Ｏ≦０．００３％、
Ａｌ＝０．００５〜０．０５％、
Ｎ＝０．００１５〜０．００６％、
Ｎｂ＝０．００５〜０．０８％、
Ｔｉ＝０．００５〜０．０２％、
且つ、
Ｎ−１４／４８×Ｔｉ＞０％、
Ｎｂ−９３／１４×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）＞０．００５％、
Ｍｏ＝０．０１％以上０．１％未満、
Ｃｒ＝０．０１〜０．３％、
Ｃｕ＝０．０１〜０．３％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、造管後のパイプの円周方向の断面におけるミクロ組織単位の展伸度が２以下であることを特徴とする低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板。
【００１６】
（２）  前記鋼板のミクロ組織が連続冷却変態組織であることを特徴とする（１）に記載の低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板。
【００１７】
（３）  さらに質量％にて、
Ｖ  ＝０．０１％以上０．０４％未満、
Ｎｉ＝０．０１〜０．３％、
の一種または二種を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板。
【００１８】
（４）  さらに、質量％にて、
Ｂ  ＝０．０００２〜０．００３％、
を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板。
【００１９】
（５）  さらに、質量％にて、
Ｃａ＝０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％、
の一種または二種を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板。
【００２０】
（６）  （１）〜（５）のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を加熱後、熱間圧延にて再結晶温度域での圧延を各圧下パスで１０％以上２５％未満の圧下率で行い、さらに未再結晶温度域の合計圧下率を６５％以上８０％以下とする圧延を終了した後、冷却開始から巻き取るまでの温度域を５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、５００℃以上６００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とする低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
【００２１】
（７）  前記熱間圧延に際し、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を下記式のＳＲＴを満足する温度以上、１２３０℃以下に加熱し、さらに当該温度域で２０分以上保持し、続く熱間圧延にて圧延を終了した後、５秒以内に冷却を開始することを特徴とする請求項６に記載の低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−ｌｏｇ〔％Ｎｂ〕［％Ｃ］）−２７３
【００２２】
（８）  前記再結晶温度域の圧延と未再結晶温度域の圧延の間に冷却を行うことを特徴とする（６）または（７）に記載の低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２３】
本発明の熱延鋼板を電縫鋼管およびスパイラル鋼管用ホットコイルに用いることにより厳しい低温靭性が要求される寒冷地においても厚手例えば１４ｍｍ以上の板厚でＡＰＩ−Ｘ６５規格以上の高強度なラインパイプが製造可能となるばかりでなく、本発明の製造方法により、スパイラル鋼管用ホットコイルを安価に大量に得られるため、本発明は工業的価値が高い発明であると言える。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
本発明者等は、熱延鋼板の靭性の異方性と鋼板のミクロ組織等との関係を調査するために以下に示すような実験を行った。
【００２５】
表１に示す鋼成分の鋳片を溶製し、加熱温度１１８０℃、加熱保持時間３０分を狙いとした加熱後、表２に示す圧延パターンにて再結晶温度域圧延を行い、さらに未再結晶域温度での合計圧下率７４％、冷却開始から巻き取るまでの温度域を９℃／ｓｅｃを狙いとした条件で熱延鋼板を製造して１７ｍｍ厚の供試鋼板を準備し、それらについてミクロ組織観察、引張試験、ＤＷＴＴ試験を実施した。
調査方法を以下に示す。
【００２６】
【表１】
2008248384.tif 000003
【００２７】
【表２】
2008248384.tif 000004
【００２８】
ミクロ組織の調査は鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を造管後のパイプ円周方向に相当する方向の代表値として圧延方向に４５°方向断面を研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／２ｔにおける視野の写真にて行った。
【００２９】
ミクロ組織単位の展伸度はＪＩＳ  Ｇ  ０５５１−２００５の鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法に記載された結晶粒の形状は、圧延長手方向の試験片を使って、線形試験線による切断法によって求めた圧延方向の結晶粒の平均長を、圧延方向と直角な結晶粒の平均長で除したものとの定義に準拠し、本発明では４５°方向断面において板厚方向と垂直な方向の結晶粒の平均長を、板厚方向と平行な結晶粒の平均長で除したものと定義し、測定した。
【００３０】
ただし、ここで言うミクロ組織単位とは、ミクロ組織がフェライト単相もしくはフェライトと硬質第二相を含むミクロ組織の場合はフェライトと第二相の結晶粒を指し連続冷却変態組織（Ｚｗ）のように結晶粒界が光学顕微鏡観察で明確に識別できないような場合はパケットを指す。
【００３１】
前者のミクロ組織がフェライト単相もしくはフェライトと硬質第二相を含むミクロ組織の場合は上記のナイタール試薬を用いてエッチングし、そのまま光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察される。すなわち、ミクロ組織単位とはこの場合、フェライト結晶粒および／または第二相のことである。
【００３２】
一方、後者の連続冷却変態組織（Ｚｗ）のようにナイタール試薬を用いたエッチングでの光学顕微鏡観察では粒径が判別しにくい組織においては、ミクロ組織単位とはパケットのことである。
【００３３】
パケットとは、γ→α変態を経る際にオーステナイト粒が多くの方位が異なる組織単位に分割された組織単位である。ナイタール試薬を用いたエッチングでの光学顕微鏡観察ではパケット境界が判別しにくいのでＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭを用いてパケットを可視化する。
【００３４】
ＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  Ｉｍａｇｅ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理する事により照射点の結晶方位を短待間で測定する装置およびソフトウエアで構成されている。ＥＢＳＰ法ではバルク試料表面の微細構造並びに結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアはＳＥＭで観察できる領域で、ＳＥＭの分解能にもよるが、最小２０ｎｍの分解能で分析できる。解析は数時間かけて、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行う。多結晶材料では試料内の結晶方位分布や結晶粒の大きさを見ることができる。本発明においては、その各パケットの方位差を１５°としてマッピングした画像よりパケットを可視化し、展伸度を求める。
【００３５】
引張試験は幅方向および圧延方向に４５°方向よりＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片を切出し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の方法に従って実施した。  ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅａｒ  Ｔｅｓｔ）試験は幅方向および圧延方向に４５°方向より、３００ｍｍＬ×７５ｍｍＷ×板厚（ｔ）ｍｍの短冊状の試験片を切り出し、これに５ｍｍのプレスノッチを施したテストピースを作製して実施した。
【００３６】
該熱延鋼板のミクロ組織単位の展伸度とＤＷＴＴ試験での−２０℃における延性破面率の関係を圧延パターン別に図１に示す。
【００３７】
図１に示すように圧延パターンと圧延方向に対して４５°方向の断面におけるミクロ組織単位の展伸度には非常に強い相関が認められ、圧延パターン（１）では圧延方向に対して４５°方向の断面におけるミクロ組織単位の展伸度が２以下であるが、圧延パターン（２）、（３）では圧延方向に対して４５°方向の断面におけるミクロ組織単位の展伸度が２超となることが新たに知見された。
【００３８】
さらに、圧延方向に対して４５°方向の断面におけるミクロ組織単位の展伸度が２以下で幅方向および圧延方向に４５°方向のＤＷＴＴ試験での−２０℃における延性破面率の比（幅方向のＤＷＴＴ試験での−２０℃における延性破面率に対する圧延方向に４５°方向のＤＷＴＴ試験での−２０℃における延性破面率の比）が０．９以上の値が得られ、スパイラル鋼管に造管後の−２０℃のＤＷＴＴ試験におけるパイプ円周方向の延性破面率が７０％以上となり、ラインパイプ用途のスパイラル鋼管として強度−靭性バランスが必要特性を満たすことが判明した。幅方向
【００３９】
また、造管後、ラインパイプとして敷設される際の座屈を考慮すると造管後のパイプ円周方向に相当するホットコイルの方向における延びが３８％以上必要であることもわかった。
【００４０】
ＡＰＩ５Ｌ規格によれば靭性評価のためのＤＷＴＴ試験片は造管後の円周方向より採取される。通常、スパイラル鋼管は電縫鋼管と違い造管後の円周方向と素材であるホットコイルの幅方向は一致しない。従って、素材ホットコイルにおいて靭性を評価する場合は、造管後の円周方向に一致する方向よりＤＷＴＴ試験片を採取し評価する。一般に、素材ホットコイルの靭性は幅方向に対して造管後のパイプ円周方向では劣化することが知られている。従って、素材ホットコイルの幅方向における靭性をいくら高めても造管後のパイプ円周方向のそれの劣化代が大きければスパイラル鋼管用としては望ましくない。ただし、ホットコイル幅方向のＤＷＴＴ試験での−２０℃における延性破面率が８５％以上で、それに対する圧延方向に造管後のパイプ円周方向のＤＷＴＴ試験での−２０℃における延性破面率の比が０．９以上の値が得られれば、スパイラルパイプとして造管後の−２０℃のＤＷＴＴ試験におけるパイプ円周方向の延性破面率が７０％以上の十分な靭性値が得られる。
【００４１】
スパイラル鋼管造管時の溶接方向はホットコイルサイズ、製品鋼管サイズおよび作業効率等を総合的に判断して決定されるが、溶接効率が最もよいのは圧延方向に４５°方向である。本発明は造管後のパイプ円周方向の代表値として圧延方向に４５゜方向を採用し、評価した。しかし、必ずしもスパイラル鋼管の造管条件が４５°である必要はなく、必要に応じて造管後のパイプ円周方向に相当するホットコイルの方向で評価すればよい。また、評価する際、造管後のパイプ円周方向に相当するホットコイルの方向に対し、できる限りその方向にて評価することが望ましいが、その方向を中心に±５°の範囲での評価あれば、本発明の実施範囲内と考えてよい。
【００４２】
再結晶温度領域での圧延パターンがホットコイル幅方向と造管後のパイプの円周方向の靭性差に影響を及ぼす理由については必ずしも明らかになっていないが、再結晶温度領域での圧下パスがある圧下率より小さくなると導入されるひずみが再結晶に必要なひずみ量に達せず粒成長が優勢的に引起されるため比較的粗大な粒が圧延により伸長してγ→α変態後のミクロ組織単位の展伸度が大きくなってしまう。一方、再結晶温度領域での圧下パスがある圧下率より大きくなると、特に後段の低温域では圧下中に転位の導入と回復を繰返すことによって転位セル壁が形成され、亜粒界、大角粒界へと変化する動的再結晶が起こるが、この動的再結晶粒主体のミクロ組織のような転位密度の高い粒とそうでない粒が混在する組織では短時間に粒成長が起こるため、未再結晶域圧延前までの比較的粗大な粒に成長し、後の未再結晶域圧延により粒が伸長してしまいγ→α変態後のミクロ組織単位の展伸度が大きくなってしまうと推定される。さらにこのような展伸度が大きいミクロ組織単位は結晶方位の異方性を大きくしてしまうのでホットコイル幅方向と造管後のパイプの円周方向の靭性に差が生ずると考えられる。
【００４３】
続いて、本発明の鋼板の化学成分の限定理由について説明する。ここに記載の成分についての％は質量％を意味する。
【００４４】
Ｃは、必要な強度を得るために必要な元素である。ただし、０．０１％未満では必要な強度を得ることが出来ず、０．１％超添加すると破壊の起点となる炭化物が多く形成されるようになり靭性を劣化されるばかりでなく、現地溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃの添加量は０．０１％以上０．１％以下とする。
【００４５】
Ｓｉは、破壊の起点となる炭化物の析出を抑制する効果があるので０．０５％以上添加するが、０．５％超を添加すると現地溶接性が劣化する。さらに０．１５％超ではタイガーストライプ状のスケール模様を発生させ表面の美観が損なわれる恐れがあるので、望ましくは、その上限を０．１５％とする。
【００４６】
Ｍｎは、固溶強化元素である。この効果を得るために１％以上添加する。しかしながら、Ｍｎは２％超添加してもその効果が飽和するのでその上限を２％とする。また、Ｍｎは連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、破壊の起点となる硬質相を形成させるので１．８％以下とすることが望ましい。
【００４７】
Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、０．０３％超含有すると連続鋳造鋼片の中心部に偏析し、粒界破壊を起こし低温靭性を著しく低下させるので、０．０３％以下とする。さらにＰは、造管および現地での溶接性に悪影響を及ぼすのでこれらを考慮すると０．０１５％以下が望ましい。
【００４８】
Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、多すぎると低温靭性を劣化させるので、０．００５％以下とする。さらに、Ｓは連続鋳造網片の中心付近に偏析し、圧延後に伸張したＭｎＳを形成し水素誘起割れの起点となるばかりでなく、二枚板割れ等の擬似セパレーションの発生も懸念される。従って、耐サワー性を考慮すると０．００１％以下が望ましい。
【００４９】
Ｏは、鋼中で破壊の起点となる酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを劣化させるので、０．００３％以下とする。さらに、現地溶接性の観点からは、０．００２％以下が望ましい。
【００５０】
Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００５％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を０．０５％とする。また、あまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ低温靭性を劣化させる恐れがあるので望ましくは０．０３％以下とする。
【００５１】
Ｎｂは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｎｂは固溶状態でのドラッキング効果および／または炭窒化析出物としてのピンニング効果により圧延中もしくは圧延後のオーステナイトの回復・再結晶および粒成長を抑制し、脆性破壊のき裂伝播における有効結晶粒径を細粒化し、低温靭性を向上させる効果を有する。
【００５２】
さらに、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程において微細な炭化物を生成し、その析出強化により強度の向上に寄与する。さらに、Ｎｂはγ／α変態を遅延させ、変態温度を低下させることで変態後のミクロ組織を微細化する効果がある。ただし、これらの効果を得るためには少なくとも０．００５％以上の添加が必要である。望ましくは０．０２５％以上である。一方、０．０８％超添加してもその効果が飽和するだけでなく、熱間圧延前の加熱工程で固溶させるのが難しくなり、粗大な炭窒化物を形成して破壊の起点となり、低温靭性や耐サワー性を劣化させる恐れがある。
【００５３】
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｔｉは、連続鋳造もしくはインゴット鋳造で得られる鋳片の凝固直後の高温で窒化物として析出を開始する。このＴｉ窒化物を含む析出物は高温で安定であり、後のスラブ再加熱においても完全に固溶することなく、ピンニング効果を発揮し、スラブ再加熱中のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ミクロ組織を微細化して低温靭性を改善する。また、γ／α変態においてフェライトの核生成を抑制し、微細な焼き入れ組織の生成を促進する効果がある。このような効果を得るためには少なくとも０．００５％以上のＴｉ添加が必要である。一方、０．０２％超添加しても、その効果が飽和する。さらに、Ｔｉ添加量がＮとの化学量論組成以上（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ≦０％）となると析出するＴｉ析出物が粗大化して上記効果が得られなくなる。
【００５４】
Ｎは、上述したようにＴｉ窒化物を形成し、スラブ再加熱中のオーステナイト粒の粗大化を抑制して低温靭性を改善する。ただし、その含有量が０．００１５％未満では、その効果が得られない。一方、０．００６％超含有すると時効により延性が低下し、造管する際の成形性が低下する。さらに、Ｎｂ−９３／１４×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）≦０．００５％では、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程において生成する微細なＮｂ炭化析出物の量が減少し、強度が低下する。
【００５５】
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、強度を上昇させる効果がある。また、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を強力に抑制し、オーステナイト組織を微細化し、低温靭性を向上させる効果がある。ただし、０．０１％未満添加してもその効果は得られず、０．１％以上添加してもその効果は飽和するばかりでなく延性が低下し、造管する際の成形性が低下させる懸念がある。
【００５６】
Ｃｒは、強度を上昇させる効果がある。ただし、０．０１％未満添加してもその効果は得られず、０．３％超添加してもその効果は飽和する。また、０．２％以上添加すると現地溶接性を低下させる懸念があるので、０．２％未満が望ましい。
【００５７】
Ｃｕは、強度を上昇させる効果がある。また、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上に効果がある。ただし、０．０１％未満添加してもその効果は得られず、０．３％超添加してもその効果は飽和する。また、０．２％以上添加すると熱間圧延時に脆化割れを生じ、表面疵の原因となる懸念があるので、０．２％未満が望ましい。
【００５８】
次にＶ、Ｎｉを添加する理由について説明する。基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・靭性などの特性の向上を図るためである。したがって、その添加量は自ら制限されるべき性質のものである。
【００５９】
Ｖは、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程において微細な炭窒化物を生成し、その析出強化により強度の向上に寄与する。ただし、０．０１％未満添加してもその効果は得られず、０．０４％以上超添加してもその効果は飽和するばかりでなく現地溶接性を低下させる懸念がある。
【００６０】
Ｎｉは、ＭｎやＣｒ、Ｍｏに比較して圧延組織（特にスラブの中心偏析帯）中に低温靭性、耐サワー性に有害な硬化組織を形成することが少なく、従って、低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく強度を向上させる効果がある。０．０１％未満添加してもその効果は得られず、０．３％超添加してもその効果は飽和する。また、Ｃｕの熱間脆化を防止する効果があるのでＣｕ量の１／３以上を目安に添加する。
【００６１】
Ｂは、焼き入れ性を向上させ、連続冷却変態組織を得やすくする効果がある。さらにＢはＭｏの焼入れ性向上効果を高めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す効果がある。従って、必要に応じ添加する。ただし、０．０００２％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．００３％超添加するとスラブ割れが起こる。
【００６２】
ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となり、耐サワー性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、０．０００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．００５％超、ＲＥＭならば０．０２％超添加するとそれらの酸化物が大量に生成してクラスター、粗大介在物として生成し、溶接シームの低温靭性の劣化や、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。
【００６３】
なお、これらを主成分とする鋼にＺｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながらＳｎは熱間圧延時に脆化し疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。
【００６４】
次に本発明における鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。
【００６５】
スパイラルパイプ用高強度鋼板としてホットコイル幅方向と遜色ない造管後のパイプ円周方向の低温靭性を得るためには上述のように圧延方向に対して造管後のパイプ円周方向の断面におけるミクロ組織単位の展伸度が２以下であることが必要である。
【００６６】
また、引張強度−靭性のバランスをさらに高めるためには、必要に応じてそのミクロ組織を連続冷却変態組織（Ｚｗ）とする。本発明における連続冷却変態組織とはα°Ｂ、αＢ、αｑ、γｒ、ＭＡの一種または二種以上を含むミクロ組織であり、少量のγｒ、ＭＡはその合計量を３％以下とするものである。
【００６７】
連続冷却変態組織とは日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会／編；低炭素鋼のべイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４年  日本鉄鋼協会）に記載されているように拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトやパーライトを含むミクロ組織と無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトの中間段階にある変態組織と定義されるミクロ組織である。すなわち、連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは光学顕微鏡観察組織として上記参考文献１２５〜１２７頁にあるようにそのミクロ組織は主にＢａｉｎｉｔｉｃ  ｆｅｒｒｉｔｅ（α°Ｂ）、Ｇｒａｎｕｌａｒ  ｂａｉｎｉｔｃ  ｆｅｒｒｉｔｅ（αＢ）、Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ  ｆｅｒｒｉｔｅ（αｑ）から構成され、さらに少量の残留オーステナイト（γｒ）、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ（ＭＡ）を含むミクロ組織であると定義されている。αｑとはポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦとは明確に区別される。
ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さｌｑ、その円相当径をｄｑとするとそれらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がαｑである。
【００６８】
次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる。
【００６９】
本発明において転炉による熱間圧延工程に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉から出銑後に溶銑脱燐および溶銑脱硫等の溶銑予備処理を経て転炉による精錬を行うかもしくは、スクラップ等の冷鉄源を電炉等で溶解する工程に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。ただし、耐サワー性のスペックが付加される場合はスラブ中心偏析低減のために連続鋳造セグメントにおいて未凝固圧下等の偏析対策を施すことが望ましい。もしくは、スラブ鋳造厚を薄くすることも効果的である。
【００７０】
連続鋳造もしくは薄スラブ鋳造などによって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。ただし、スラブ直送圧延（ＨＣＲ：ＨＯＴ  Ｃｈａｒｇｅ  Ｒｏｌｌｉｎｇ）を行う場合は、γ→α→γ変態により、鋳造組織を壊し、スラブ再加熱時のオーステナイト粒径を小さくするために、Ａｒ３変態点温度未満まで冷却することが望ましい。さらに望ましくはＡｒ１変態点温度未満である。
【００７１】
スラブ再加熱温度は必要に応じて
ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−１ｏｇ〔％Ｎｂ〕〔％Ｃ〕）−２７３
なお、上記式において〔％Ｎｂ〕、〔％Ｃ〕は、夫々含有量（質量％）を意味する。
の式にて算出される容体化温度以上とする。この温度未満であるとスラブ製造時に生成したＮｂの粗大な炭窒化物が十分に溶解せず後の圧延工程においてＮｂによるオーステナイトの回復・再結晶および粒成長の抑制やγ／α変態の遅延による結晶粒の細粒化効果が得られないばかりか、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程において微細な炭化物を生成し、その析出強化により強度を向上させる効果が得られない。ただし、１１００℃未満の加熱ではスケールオフ量が少なくスラブ表層の介在物をスケールと共に後のデスケーリングによって除去できなくなる可能性があるので、スラブ再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
【００７２】
一方、１２３０℃超であるとオーステナイトの粒径が粗大化し、後の制御圧延における有効結晶粒径の細粒化効果による低温靭性の向上が十分に享受できなくなる恐れが生ずる。さらに望ましくは１２００℃以下であるスラブ加熱時間は、Ｎｂの炭窒化物の溶解を充分に進行させる必要がある場合は、当該温度に達してから２０分以上保持する。
【００７３】
続く熱間圧延工程は、通常、リバース圧延機を含む数段の圧延機からなる粗圧延工程と６〜７段の圧延機をタンデムに配列した仕上げ圧延工程より構成されている。一般的に粗圧延工程はパス数や各パスでの圧下量が自由に設定できる利点を持つが各パス間時間が長く、パス間での回復・再結晶が進行する場合がある。
【００７４】
一方、仕上げ圧延工程はタンデム式であるためにパス数は圧延機の数と同数となるが各パス間時間が短く、制御圧延効果を得やすい特徴を持つ。従って、優れた低温靭性を実現するためには鋼成分に加えて、これら圧延工程の特徴を十分に生かした工程設計が必要となる。
【００７５】
粗圧延工程では、主に再結晶温度域にて圧延を行うが、その各圧下パスでの圧下率が１０％未満では再結晶に必要な十分なひずみが導入されず、粒界移動のみによる粒成長が起こり、粗大粒が生成し、γ→α変態後の造管後のパイプ円周方向の断面におけるミクロ組織単位の展伸度が２超となり、造管後のパイプ円周方向の靭性劣化が大きくなる懸念があり、スパイラル鋼管としての低温靭性が劣化する恐れがあるので、再結晶温度域において各圧下パスで１０％以上の圧下率で行う。同様に、再結晶温度領域での圧下パスが２５％以上であると、特に後段の低温域では圧下中に転位の導入と回復を繰返すことによって転位セル壁が形成され、亜粒界、大角粒界へと変化する動的再結晶が起こるが、この動的再結晶粒主体のミクロ組織のような転位密度の高い粒とそうでない粒が混在する組織では短時間に粒成長が起こるため、未再結晶域圧延前までの比較的粗大な粒に成長し、後の未再結晶域圧延により粒が生成してしまいγ→α変態後のミクロ組織単位の展伸度が２超となり、造管後のパイプ円周方向の靭性劣化が大きくなる懸念がある。従って、再結晶温度域での各圧下パスでの圧下率は２５％未満とする。
【００７６】
また、粗圧延工程では、例えば、製品厚が２０ｍｍを超えるような場合で、仕上げ圧延１号機の噛み込みギャップが設備制約上５５ｍｍ以下となっている場合等は、仕上げ圧延工程のみで本発明の要件である未再結晶温度域の合計圧下率が６５％以上という条件を満たすことが出来ないので、粗圧延工程の後段で未再結晶温変域での制御圧延を実施しても良い。左記の場合は必要に応じて未再結晶温度域に温度が低下するまで時間待ちをするか、冷却装置による冷却を行っても良い。
【００７７】
さらに、粗圧延と仕上げ圧延の間にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行っても良い。
【００７８】
仕上げ圧延工程では、未再結晶温度域での圧延を行うが、粗圧延終了時点での温度が未再結晶温度域まで至らない場合は必要に応じて未再結晶温度域に温度が低下するまで時間待ちをするか、必要に応じて粗／仕上げ圧延スタンド間の冷却装置による冷却を行っても良い。
【００７９】
未再結晶温度域での合計圧下率が６５％未満であると制御圧延効果が十分に得られず低温靭性が劣化するので未再結晶温度域の合計圧下率は６５％以上とする。一方、８０％超であると圧延による過度の結晶回転により鋼板の塑性異方性が増大し、ＤＷＴＴの試験片採取方向による靭性差が大きくなることが懸念されるので未再結晶温度域の合計圧下率は８０％以下とする。
【００８０】
本発明において仕上げ圧延終了温度は、特に限定していないがＡｒ３変態点温度以上で終了することが望ましい。特に板厚中心部でＡｒ３変態点温度未満となるとα＋γの二相域圧延となり、延性破壊破面に顕著なセパレーションが発生し、吸収エネルギーが著しく低下する懸念があるので、仕上げ圧延終了温度は、板厚中心部においてＡｒ３変態点温度以上で終了することが望ましい。また、板表面温度についてもＡｒ３変態点温度以上とすることがさらに望ましい。
【００８１】
仕上げ圧延の各スタンドでの圧延パススケジュールについては特に限定しなくても本発明の効果が得られるが、板形状精度の観点からは最終スタンドにおける圧延率は１０％未満が望ましい。
【００８２】
ここでＡｒ３変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち
Ａｒ３＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×％Ｍｎｅｑ
ただし、Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０（Ｎｂ−０．０２）
または、Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０（Ｎｂ−０．０２）＋１
：Ｂ添加の場合
である。なお、式中の成分は、夫々含有量（質量％）を意味する。
【００８３】
仕上げ圧延終了後は冷却を行うが、冷却開始までの時間は必要に応じて５秒以内とする。仕上げ圧延終了後冷却開始までに５秒超の時間がかかるとミクロ組織率にポリゴナルフェライトが多量に含有されるようになり、強度の低下が懸念される。また、冷却開始温度は特に限定しないがＡｒ３変態点温度未満より冷却を開始するとミクロ組織中に多量にポリゴナルフェライトが含有されるようになり、強度の低下が懸念されるので、冷却開始温度はＡｒ３変態点温度以上が望ましい。
【００８４】
冷却開始から巻き取るまでの温度域の冷却速度は５℃／ｓｅｃ以上
とする。この冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満であるとＮｂの炭窒化物の析出が冷却中に進行し、この析出物が変態前のオーステナイト粒の粒成長に対して特定方位の成長を妨げるインヒビターとして作用してオーステナイト粒が伸長し、γ→α変態後のその影響を受けミクロ組織単位の展伸度が増大し、造管後のパイプ円周方向の靭性劣化が大きくなる懸念がある。
【００８５】
冷却後は、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程を効果的に活用する。冷却停止温度および巻き取り温度は５００℃以上６００℃以下の温度域とする。６００℃以上で冷却を停止し、その後巻き取ると低温靭性に好ましくない粗大炭化物が多量に生成する懸念があるばかりか、Ｎｂ等の粗大な炭窒化物を形成され破壊の起点となり、低温靭性や耐サワー性を劣化させる恐れがある。一方、５００℃未満で冷却を終了し、巻き取ると目的の強度を得るために極めて効果的なＮｂ等の微細な炭化析出物が得られず、十分な析出強化が得られない。従って、冷却を停止し、巻き取る温度域は５００℃以上６００℃以下とする。
【実施例】
【００８６】
以下に、実施例により本発明をさらに詳細に説明する。
【００８７】
表３に示す化学成分を有するＡ〜Ｋの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後直送もしくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で１７．２ｍｍの板厚に圧下し、ランナウトテーブル（ＲＯＴ）で冷却後に巻き取った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。
【００８８】
【表３】
2008248384.tif 000005
【００８９】
製造条件の詳細を表４に示す。ここで、「成分」とは表３に示した各スラブ片の記号を、「加熱温度」とはスラブ加熱温度実績を、「溶体化温度（ＳＲＴ）」とは、下記式
ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−１ｏｇ［％Ｎｂ］〔％Ｃ〕）−２７３
にて算出される温度を、「保持時間」は実績スラブ加熱温度での保持時間を、「再結晶域各パス圧下率」は再結晶温度域における各圧延パスでの圧下率を、「パス間冷却」とは再結晶温度域圧延と未再結晶温度域圧延間で生ずる温度待ち時間を短縮する目的でなされる圧延スタンド間冷却の有無を、「未再結晶域合計圧下率」とは未再結晶温度域で実施された圧延の合計圧下率を、「ＦＴ」とは仕上げ圧延終了温度を、「Ａｒ３変態点温度」とは計算Ａｒ３変態点温度を、「冷却開始までの時間」とは仕上げ圧延終了から冷却を開始するまでの時間を、「冷却速度」とは冷却開始温度巻き取るまでの温度域を通過する時の平均冷却速度を、「ＣＴ」とは巻取温度を示している。
【００９０】
【表４】
2008248384.tif 000006
【００９１】
このようにして得られた鋼板の材質を表５に示す。評価方法は前述の方法と同一である。ここで、「ミクロ組織」とは、鋼板板厚の１／２ｔにおけるミクロ組織を、「ミクロ組織単位の展伸度」とは、板厚中央部の造管後のパイプ円周方向断面において板厚方向と垂直な方向の結晶粒の平均長を板厚方向と平行な結晶粒の平均長で除したものと定義した展伸度を、「引張試験」結果は、造管後のパイプ円周方向ＪＩＳ５号試験片の結果を、「ＤＷＴＴ試験」結果のうち「延性破面率」は、各試験温度にホットコイル幅方向、造管後のパイプ円周方向におけるＤＷＴＴ試験の延性破面率を、「延性破面率の比」は、ホットコイル幅方向のＤＷＴＴ試験での−２０℃における延性破面率に対する圧延方向に造管後のパイプ円周方向のＤＷＴＴ試験での−２０℃における延性破面率の比を示している。
【００９２】
【表５】
2008248384.tif 000007
【００９３】
本発明に沿うものは、鋼番１、２、５、６、８、９、１５、１６の８鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、圧延方向に対して造管後のパイプ円周方向の断面におけるミクロ組織単位の展伸度が２以下あることを特徴とし、スパイラル造管前の素材としてＸ６５グレード相当（引張強度≧５８０ＭＰａ、伸び≧３８％、造管後のパイプ円周方向−２０℃における延性破面率≧７０％）のスペックを満足する引張強度を有する低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板が得られている。
【００９４】
上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。
【００９５】
すなわち、鋼番３は、再結晶域各パス圧下率が本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織単位の展伸度が得られず、十分な造管後の低温靭性が得られていない。鋼番４は、再結晶域各パス圧下率が本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織単位の展伸度が得られず、十分な造管後の低温靭性変が得られていない。鋼番７は、未再結晶温度域の合計圧下率が本発明請求項６の範囲外であるので、十分な造管後の低温靭性が得られていない。鋼番１０は、冷却速度が本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載のミクロ組織単位の展伸度が得られず、十分な造管後の低温靭性が得られていない。鋼番１２は、ＣＴが本発明請求項６の範囲外であるので、造管後のパイプ円周方向の十分な引張強度が得られていない。鋼番１３は、未再結晶温度域の合計圧下率が本発明請求項６の範囲外であるので、目的とするミクロ組織単位の展伸度が得られず、十分な造管後の低温靭性が得られていない。鋼番１４は、ＣＴが本発明請求項６の範囲外であるので、造管後のパイプ円周方向の十分な引張強度が得られていない。鋼番１７は、鋼成分が本発明請求項１の範囲外であり、十分な引張強度および造管後の低温靭性が得られていない。鋼番１８は、鋼成分が本発明請求項１の範囲外であり、十分な造管後の低温靭性が得られていない。鋼番１９は、鋼成分が本発明請求項１の範囲外であるので、十分な造管後の低温靭性が得られていない。鋼番２０は、鋼成分が本発明請求項１の範囲外であるので、造管後のパイプ円周方向の十分な引張強度が得られていない。鋼番２１は、鋼成分が本発明請求項１の範囲外であるので、造管後のパイプ円周方向の十分な延性（伸び）が得られていない。鋼番２２は、鋼成分が本発明請求項１の範囲外であるので、十分な引張強度および造管後の低温靭性が得られていない。鋼番２３は、鋼成分が本発明請求項１の範囲外であるので、十分な造管後の低温靭性が得られていない。
【図面の簡単な説明】
【００９６】
【図１】ミクロ組織単位の展伸度とＤＷＴＴ試験での−２０℃における延性破面率比（造管後のパイプ円周方向／ホットコイル幅方向）の関係を示す図である。
【図１】
2008248384.tif 000008