(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３％〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．００５％、
Ｃｒ：０．５〜１．５％、
Ｍｏ：０．０２％未満、
Ｎｂ：０．０１以上０．０２５％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００５％以下、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００６％、
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある母材部と、
質量％で、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：０．２〜２．５％、
Ｃｒ：０．２〜１．５％、
Ｍｏ：０．２〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂで定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部とを有し、
２５０℃以下の温度に加熱された場合、加熱前後の母材部の管軸方向の引張試験における降伏強度の差が７０ＭＰａ以下であることを特徴とする溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管。
【請求項２】
前記溶接金属部が、さらに質量％で、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
のうち１種または２種以上を含有していることを特徴とする請求項１に記載の溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管。
【請求項３】
前記母材部の金属組織が粒径１０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管。
【請求項４】
前記母材部の金属組織が平均アスペクト比２未満のマルテンサイトとオーステナイトの混合体（Ｍ−Ａ constituent）を２〜７％含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ：０．０３％〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．００５％、
Ｃｒ：０．５〜１．５％、
Ｍｏ：０．０２％未満、
Ｎｂ：０．０１以上０．０２５％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００５％以下、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００６％、
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある鋳片を、
９５０〜１２００℃に加熱した後、
９５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、
６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上、１５℃／秒未満の冷却速度で２５０℃〜４００℃の温度まで冷却し、
その後空冷することを特徴とする溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管用の高強度鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ：０．０３％〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．００５％、
Ｃｒ：０．５〜１．５％、
Ｍｏ：０．０２％未満、
Ｎｂ：０．０１以上０．０２５％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００５％以下、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００６％、
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある鋳片を、
９５０〜１２００℃に加熱した後、
９５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、
６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上、１５℃／秒未満の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却し、
その後、３００℃〜４５０℃に加熱した後、空冷することを特徴とする溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管用の高強度鋼板の製造方法。
【請求項７】
質量％で、
Ｃ：０．０３％〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．００５％、
Ｃｒ：０．５〜１．５％、
Ｍｏ：０．０２％未満、
Ｎｂ：０．０１以上０．０２５％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００５％以下、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００６％、
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある鋳片を、
９５０〜１２００℃に加熱した後、
９５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、
６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度まで冷却し、
その後、加熱速度１０℃／秒以上で３００℃〜４５０℃に加熱することを特徴とする溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管用の高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ１００（降伏強度で６９０ＭＰａ以上、８４０ＭＰａ以下、引張強度で７６０ＭＰａ以上、９９０ＭＰａ以下）の高強度と優れた溶接部靭性および変形能を有する鋼管と鋼板の製造法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
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、（１）高圧下による輸送効率の向上や、（２）薄肉化による現地での溶接効率向上のため、ますます高張力化する傾向にある。これまでにＡＰＩ規格でＸ８０までのラインパイプが実用化されているが、さらに高強度のラインパイプに対するニーズがでてきた。
【０００３】
現在、Ｘ１００以上の高強度ラインパイプはＸ８０級ラインパイプの製造法（例えば、非特許文献１、非特許文献２参照）を基本に検討されているが、これらのラインパイプは溶接部の低温靭性、特にＨＡＺ靭性の点で問題を抱えており、これらを克服した画期的な高強度鋼管が望まれている。さらに、不連続凍土地帯あるいは地震の多発する地域に敷設するパイプラインにおいて、凍土の一部が融解と凍結を繰り返しや地震によりパイプライン自体に歪が加わり、延性亀裂の発生を防止できる変形能の大きい、安全性に優れた鋼管が望まれている。
【０００４】
低合金鋼のＨＡＺ靭性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）マルテンサイトとオーステナイトの混合体（Ｍ−Ａ）、上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）粒界脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶金学的要因に支配される。なかでも、ＨＡＺの結晶粒のサイズは低温靭性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ組織を微細化する数多くの技術が開発実用化されている。
例えば、ＴｉＮを微細に分散させ、４９０ＭＰａ級高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善する手段が開示されている（例えば、非特許文献３参照）。しかし、これらの析出物は溶融線近傍においては１４００℃以上の高温にさらされるため大部分が粗大化或いは溶解し、ＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するという欠点を有する。
【０００５】
この問題に対して、鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させて、溶接時のＨＡＺにおいて粒内アシキュラーフェライト（以下ＩＧＦと略称することがある）を生成させることにより溶融線近傍のＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靱性を改善する技術が提案されている（例えば、特許文献１、特許文献２参照）。
しかしながら、高強度になるとＭ−Ａの生成が顕著になり、Ｔｉ酸化物からＩＧＦの生成だけでは組織を十分に微細化することができず、ＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｘ１００ラインパイプのＨＡＺ靭性の改善が強く望まれている。
【０００６】
一方、変形能に関して、例えば、特許文献３には、面積分率で１０〜５０％の下部ベイナイトを含有する対座屈特性に優れた鋼管が開示され、例えば、特許文献４には平均アスペクト比が２〜１５である島状マルテンサイトを面積分率で２〜１５％含有する耐座屈特性に優れた鋼管が開示されている。しかしながらいずれも、Ｘ１００の高強度鋼管を対象にしたものではなく、また溶接部の低温靭性は満足できるものではない。また、平均アスペクト比が２以上の場合、ＤＷＴＴ試験片の破面にセパレーションが生成し、ＤＷＴＴ試験における吸収エネルギーが低下するという問題があった。
【０００７】
また、例えば、特許文献５や特許文献６には、Ｘ６０〜Ｘ１００級の変形能に優れたラインパイプが開示されている。しかしながら、特許文献５や特許文献６に記載の技術は、塗装加熱後の変形能を考慮したものでなく、またＨＡＺ靭性を考慮したものではない。
【特許文献１】特開昭６３−２１０２３５号公報
【特許文献２】特開平１−１５３２１号公報
【特許文献３】特開平１１−２７９７００号公報
【特許文献４】特開平１１−３４３５４２号公報
【特許文献５】特開２００３−２９３０８９号公報
【特許文献６】特開２００５−１５８２３号公報
【非特許文献１】「ＮＫＫ技法（Ｎｏ．１３８）」日本鋼管株式会社、１９９２年、ｐｐ．２４〜３１
【非特許文献２】「ザ・セブンス・オフショア・メカニクス・アークティック・エンジニアリング（Ｔｈｅ  ７ｔｈ  ｏｆｆｓｈｏｒｅ  Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ  Ａｒｃｔｉｃ    Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）」、ザ・アメリカン・ソサエティ・オブ・メカニカル・エンジニアズ（ＴＨＥ  ＡＭＥＲＩＣＡＮ  ＳＯＣＩＥＴＹ  ＯＦ  ＭＥＣＨＡＮＩＣＡＬ    ＥＮＧＩＮＥＥＲＳ）、１９８８年、ｖｏｌｕｍｅ  Ｖ、ｐｐ．１７９〜１８５
【非特許文献３】「鉄と鋼」社団法人日本鉄鋼協会、昭和５４年６月、第６５巻第８号１２３２頁
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は良好なＨＡＺ靭性および優れた変形能を有するＸ１００の高強度鋼管およびその母材となる鋼板の製造法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）
質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．０８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｍｏ：０．０２％未満、Ｎｂ：０．０１以上０．０２５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００１〜０．００６％を含有し、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．２％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖで定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある母材部と、
質量％で、Ｃ：０．０３５〜０．０８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：０．２〜２．５％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．２〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｏ：０．０１５〜０．０４５％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂで定義されるＰｗ値が０．２〜０．３５の範囲にある溶接金属部とを有し、
２５０℃以下の温度に加熱された場合、加熱前後の母材部の管軸方向の引張試験における降伏強度の差が７０ＭＰａ以下であることを特徴とする溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管。
【００１０】
（２）
前記溶接金属部が、さらに質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％のうち１種または２種以上を含有していることを特徴とする請求項１に記載の溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管。
【００１１】
（３）
前記母材部の金属組織が粒径１０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管。
【００１２】
（４）
前記母材部の金属組織が平均アスペクト比２未満のマルテンサイトとオーステナイトの混合体（Ｍ−Ａ constituent）を２〜７％含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管。
【００１３】
（５）
質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．０８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｍｏ：０．０２％未満、Ｎｂ：０．０１以上０．０２５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００１〜０．００６％を含有し、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．２％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖで定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある鋳片を、
９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上、１５℃／秒未満の冷却速度で２５０℃〜４００℃の温度まで冷却し、その後空冷することを特徴とする溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管用の高強度鋼板の製造方法。
【００１４】
（６）
質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．０８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｍｏ：０．０２％未満、Ｎｂ：０．０１以上０．０２５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００１〜０．００６％を含有し、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．２％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖで定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある鋳片を、
９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上、１５℃／秒未満の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却し、その後、３００℃〜４５０℃に加熱した後、空冷することを特徴とする溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管用の高強度鋼板の製造方法。
【００１５】
（７）
質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．０８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｍｏ：０．０２％未満、Ｎｂ：０．０１以上０．０２５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００１〜０．００６％を含有し、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．２％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖで定義されるＰｂ値が２．５〜４．０の範囲にある鋳片を、
９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度まで冷却し、その後、加熱速度１０℃／秒以上で３００℃〜４５０℃に加熱することを特徴とする溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管用の高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によるＨＡＺ靭性に優れ、高い変形能を有する高強度鋼管（ＡＰＩ規格  Ｘ１００以上）をパイプラインに採用することにより、パイプラインの安全性が著しく向上すると共に、輸送効率が飛躍的に改善された。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下に、本発明の高強度鋼管および高強度鋼管用の高強度鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の高強度鋼管は、低Ｃ―Ｍｏフリー−高Ｃｒ−低Ｎｂ−Ｔｉ−低Ａｌ系を基本とする母材部と、低Ｃ-Ｍｎ-Ｎｉ-Ｃｒ-Ｍｏ-Ｂ系の溶接金属部とから構成され、良好なＨＡＺ靭性を有し、母材部の一様伸びが大きく、さらに塗装加熱時の加熱前後における降伏強度の差の小さいＸ１００級の高強度鋼管である。
【００１８】
低合金鋼の低温靱性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）Ｍ−Ａや上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態など種々の冶金学的要因に支配される。なかでもＨＡＺの結晶粒のサイズおよびＭ−Ａは低温靱性に大きな影響を与えることが知られている。
また、塗装加熱時の時効挙動には、固溶Ｃ、固溶Ｎ量やひずみ（転位）量が大きな影響を与えることが知られている。
【００１９】
高強度鋼管のＨＡＺにおいては、強度を満足させるために合金元素の添加量が多くなり、低温靭性に有害なＭ−Ａが多量に生成するのでＨＡＺ靱性が劣化する。そこで、本発明者は、目標とするＸ１００の強度を満足させてかつ低温靭性に有害なＭ−Ａの生成量を低減するための成分系について鋭意検討した。
そして、母材部がＭｏを実質的に添加しないこと、Ｎｂ添加量を０．０２５％未満とすること、かつ０．５％以上のＣｒを添加することによって、目的とする強度が得られつつ、Ｍ−Ａの生成量が大幅に低減することを見出した。とくにＣｒ添加量が多い場合、Ｃ量とＮｂ量を低減することがＭ−Ａ生成量の低減に極めて有効である。さらにＨＡＺにおいてγ粒内から粒内フェライト（ＩＧＦ）を生成させることにより、ＨＡＺの結晶粒の微細化とともに生成するＭ−Ａの大きさが小さくなることから、ＨＡＺ靭性が著しく改善できる。さらに、本発明者は、Ｃ量、Ｎｂ量を低下させて、Ｍｏを実質添加しないことによって、塗装時に２５０℃程度に加熱される場合でも時効による降伏強度の上昇を抑制することができることを見出し、本発明に至った。
【００２０】
すなわち、母材部を低Ｃ−Ｍｏフリー−高Ｃｒ−低Ｎｂの成分系とすることによって、目標とする十分な強度を達成するとともにＨＡＺにおけるＭ−Ａの生成量が低減し、さらにＴｉ、Ｍｎ、Ｓを含む酸化物・析出物からＩＧＦが生成することによって結晶粒およびＭ−Ａが微細化するためにＨＡＺ靱性を著しく向上させることが可能となり、さらに塗装時に加熱される場合でも時効による降伏強度の上昇を抑制することが可能である。
【００２１】
まず、ＨＡＺ靭性の改善について述べる。
Ｍｏは焼入れ性を向上させて強度を増加させる元素として知られている。しかしながら、高強度鋼のＨＡＺにおいてＭ−Ａの生成量が多くなるのでＭｏ添加量は極力低減する必要があり、できるだけ添加しないことが好ましい。不可避的に混入する量を考慮すると母材部のＭｏ添加量は０．０２％未満にする必要がある。
【００２２】
Ｍｏを添加せずに強度を確保するためにＣｒの添加が有効である。Ｃｒの添加はＭｏに比較してＭ−Ａの生成量は低減する。さらにＣ量を０．０８％以下とすること、Ｎｂ量を０．０２５％未満とすることによって、Ｃｒ添加量が多い場合でもＭ−Ａ生成量は低減する。目標とする強度を達成するために母材部のＣｒ添加量は０．５％以上必要である。しかし、添加量が多すぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の上限は１．５％とした。また、母材部のＣ量の下限０．０３％は目標とする強度を達成するために必要な量である。Ｎｂは制御圧延時にνの再結晶を抑制して結晶粒を微細化するだけでなく、析出硬化や焼入性の増大にも寄与し、鋼を強靭化する作用を有する。この効果を得るためには最低０．０１％以上のＮｂ添加が必要である。
【００２３】
酸化物とＭｎＳとの複合体をＩＧＦの生成核として用いることにより結晶粒およびＭ−Ａが微細化される。母材部は０．００１〜０．００５％のＳを含有させるとともに、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａを主体とする酸化物とＭｎＳとの複合体を含有させることにより、ＩＧＦが生成し、Ｍ−Ａおよび結晶粒が微細化され、低温靱性が著しく向上する。この時、Ｓ含有量が０．００１％未満の場合には、ＩＧＦの生成に有効なＭｎＳの生成量が少なく、結晶粒は微細化されない。Ｓ含有量が０．００５％を超えると多量のＭｎＳが生成し、靱性が劣化する。またＡｌ量が０．００５％以下の時、ＩＧＦの生成が顕著になるので、Ａｌ量の上限を０．００５％とした。
【００２４】
鋼を高強度化させるためには、必然的に合金元素の添加量を増加させる必要があるが、ＨＡＺ靭性は劣化する。そこで、ＨＡＺ靭性を大きく損なうことなく、目標とする強度を得るために、母材部を構成する合金元素の適正な添加量について検討した結果、Ｐｂ値で定義される値を所定の範囲に限定することにより、強度を確保することができることを見出した。また、溶接金属部中の合金元素の添加量については、Ｐｗ値で定義される値を所定の範囲に限定することにより、溶接金属の靭性を大きく損なうことなく、目標とする強度を満足するための合金元素の添加量を見出した。
【００２５】
つぎに変形能の改善について述べる。不連続凍土地帯に敷設されるパイプラインにおいては、凍土の融解、凍結により３％程度の歪がパイプラインに負荷されるといわれている。このようなひずみが付与される場合、鋼管母材の一様伸びを大きくし低降伏比とすること、さらに円周方向溶接部の降伏強度を鋼管母材の降伏強度よりも高くすることによって、変形能すなわち、延性きれつが発生する限界ひずみが大きくなる。このためには塗装加熱後の降伏強度の上昇代を７０ＭＰａ以下にすることが必要である。
【００２６】
また、鋼管をパイプラインに使用する場合、防食の観点から塗装されるが、塗装する時、２５０℃程度に加熱される。一般的に２５０℃に加熱された鋼管は、時効により加熱後の降伏強度が上昇し、円周溶接部の降伏強度よりも大きくなり、変形能は小さくなる。また、時効によって引張試験のＳ−Ｓカーブが降伏点を示すようになると、耐座屈限界ひずみは小さくなり、変形能は低下する。したがって約２５０℃に加熱された後でも時効に小さい鋼管が必要である。塗装加熱後の降伏強度の上昇代が７０ＭＰａ以下にすることによって変形能を保持できる。
【００２７】
塗装加熱後においても降伏強度の上昇を７０ＭＰａ以下に抑制して大きな変形能を有するためには、１０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有すること、あるいは母材部の金属組織が平均アスペクト比２未満のＭ−Ａを２〜７％含有することが望ましい。
【００２８】
また、本発明者は、高強度鋼管用の高強度鋼板の製造方法として、以下に示す３つの方法を見出し、本発明に至った。
（１）鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上、１５℃／秒未満の冷却速度で２５０℃〜４００℃の温度まで冷却し、その後空冷する方法。
【００２９】
（２）鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上、１５℃／秒未満の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却し、その後、３００℃〜４５０℃に加熱した後、空冷する方法。
（３）鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度まで冷却し、その後、加熱速度１０℃／秒以上で３００℃〜４５０℃に加熱する方法。
【００３０】
すなわち、本発明の特徴は、低Ｃ―Ｍｏフリー−高Ｃｒ−低Ｎｂ−Ｔｉ−低Ａｌ系の母材部の成分によって、良好なＨＡＺ靭性を確保し、さらに塗装加熱後の変形能を確保することにある。また、母材部の基本成分系を適用するに際し、目標とする強度を確保するために、合金元素添加量をＰｂ値で定義される適正な範囲に限定すること、および溶接金属部として、靭性の劣化を損なうことなく目標とする強度を満足させるために合金元素添加量をＰｗで定義される適正な範囲に限定することにある。さらに優れた変形能を確保するために母材部の金属組織が粒径１０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有すること、母材部の金属組織が平均アスペクト比２未満のマルテンサイトとオーステナイトの混合体（Ｍ−Ａ constituent）を２〜７％含有することにある。
【００３１】
以下に、高強度鋼管の母材部のその他の成分限定理由について説明する。
Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
Ｍｎは強度、低温靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかし、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、低温靭性も劣化させるので上限を２．５％とした。
【００３２】
本発明において、不可避的不純物であるＰ量を０．０１５％以下とする。この主たる理由は母材及びＨＡＺの低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減させて、粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。
Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのν粒の粗大化を抑制して、ミクロ組織を微細化して、母材及びＨＡＺの低温靭性を改善する。またＴｉを含む酸化物を形成し、ＭｎＳの析出との複合効果によってＩＧＦ生成核として機能する。この機能を発揮させるためには、０．００５％以上の添加が必要である。また、多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性を劣化させるので、その上限の値を０．０３０％に限定した。
【００３３】
ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのν粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要な最小量は０．００１％である。しかし、Ｎ量が多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化の原因となるので、その上限の値は０．００６％に抑える必要がある。
Ｏは、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａなどを含有する酸化物を形成してＨＡＺにおいてＩＧＦ変態核として機能する。これらの機能を発揮させるためには、０．００１％以上のＯが必要である。しかし、Ｏが０．００６％を超えると１０μｍを超える粗大な酸化物が生成し、母材やＨＡＺにおいて脆性破壊の発生点となるため、０．００６％を上限の値とした。
【００３４】
つぎにＮｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａを添加する理由について説明する。基本成分がさらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度・低温靭性などの特性の向上をはかるためである。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。
【００３５】
Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、低温靭性を向上させるが、０．１％以下では効果が小さい。また１．０％以上の添加は溶接性に好ましくないためにその上限の値を１．０％とした。
ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を有すると共に耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があり、０．１％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると析出硬化により母材、ＨＡＺ靭性劣化や熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生するために、その上限の値を１．２％とした。
【００３６】
Ｖは、ほぼＮｂと同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して格段に弱い。その効果を発揮させるためには０．０１％以上の添加が必要である。また、上限は現地溶接性、ＨＡＺ靭性の点から０．１％まで許容できる。
Ｂは極微量で鋼の焼入性を飛躍的に高め、良好な強度と靭性が得られる。この効果を発揮させるためには０．０００３％以上の添加が必要である。また、多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限の値を０．００２％に限定した。
【００３７】
Ｍｇは微細なＭｇ酸化物を形成させて、この酸化物を核としてＴｉＮが複合析出するため、１４００℃以上の高温においても優れたγ粒のピンニング効果を維持できる。このＴｉＮを生成させるためには０．０００１％以上のＭｇを添加する必要がある。Ｍｇ添加量が多すぎるとＭｇ系酸化物が増加し、低温靱性を劣化させるのでその上限を０．００５０％に限定した。
Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギーの増加など）させるほか、耐サワー性の向上にも著しい効果を発揮する。０．０００５％未満ではその効果が薄く、また０．００５０％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳが大量に生成してクラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。このためＣａ添加量を０．０００５〜０．００５０％に制限した。
【００３８】
さらに目標とするＸ１００以上の強度を満足させるためには、母材部を構成する合金元素の添加量の適正化が必要である。すなわち、Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖの式で定義されるＰｂ値を２．５〜４．０の範囲にしなければならない。Ｐｂ値が２．５未満では目標とするＸ１００の強度が確保できない。また、Ｐｂ値が４．０を超えるとＭ−Ａの生成が顕著となり、ＨＡＺ靭性が劣化する。このためＰｂ値の範囲を２．５〜４．０に限定した。
【００３９】
つぎに溶接金属部の成分限定理由について説明する。
溶接金属の高温割れを防止するために、Ｃ量は０．０３５％以上必要である。０．０３５％未満では溶接後、凝固する過程でδ凝固が起こり、高温割れが発生するためである。しかしながら、Ｃ量が０．０８％を超えると、溶接金属の低温靭性が劣化するために、その上限の値を０．０８％とした。
Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多く添加すると低温靭性や現地溶接性を劣化させるので、上限を０．６％とした。
【００４０】
Ｍｎは強度、低温靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．５％である。しかし、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入性が増加して低温靭性や現地溶接性を劣化させるので、上限を２．５％とした。
Ｎｉを添加する目的は、低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく、強度を上昇させるためである。しかし、添加量が多すぎると経済性だけでなく、低温靭性などを劣化させるので、その上限を２．５％、下限を０．２％とした。
【００４１】
Ｃｒは強度を増加させるが、多すぎると低温靭性や現地溶接性を著しく劣化させる。このため、Ｃｒ量の上限を１．５％、下限を０．２％とした。
Ｍｏを添加する理由は、鋼の焼入性を向上させるためである。この効果を得るためには、Ｍｏは最低０．２％必要である。しかし、過剰なＭｏ添加は低温靭性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．５％とした。
Ｎｂは鋼を強靭化する作用を有し、０．０１％以上必要である。しかし、Ｎｂを０．０５％を超えて添加すると現地溶接性や低温靭性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０５％とした。
【００４２】
Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、低温靭性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性が劣化するので、その上限は０．０３％に限定しなければならない。
Ｂは極微量で鋼の焼入性を飛躍的に高める元素である。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．０００３％必要である。一方、過剰に添加すると、低温靭性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００２％とした。
【００４３】
Ａｌは、通常脱酸元素として効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．０５％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０５％とした。
ＮはＴｉＮを形成して低温靭性を向上させる。このために必要な最小量は０．００１％である。しかし、多すぎると低温靭性を劣化させるので、その上限は０．０１％に抑える必要がある。
Ｏは溶接金属中において酸化物を形成し、粒内変態フェライトの核として作用し、組織の微細化に効果がある。しかし、多すぎると溶接金属の低温靭性が劣化すると共に、スラグ巻きこみなどの溶接欠陥を起こす。このため、Ｏ量の下限を０．０１５％、上限を０．０４５％とした。
【００４４】
さらに本発明では、不純物元素であるＰ、Ｓ量をそれぞれ０．０１５％以下、０．００５％以下とする。この主たる理由は低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は粒界破壊を防止し、低温靭性を向上させる。また、Ｓ量の低減はＭｎＳを低減して、延靭性を向上させる効果がある。
【００４５】
つぎに溶接金属部にＣｕ、Ｖ、Ｍｇ、Ｃａを添加する理由について説明する。
溶接金属部の基本となる成分にさらに、必要に応じて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、溶接金属部の強度・低温靭性などの特性の向上をはかるためである。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。
ＣｕはＮｉと同様に低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく、強度を上昇させる。しかし、過剰に添加すると低温靭性が劣化するので、その上限を１．０％とした。Ｃｕの下限０．１％は添加による材質上の効果が顕著になる最小値である。
【００４６】
Ｖは、ほぼＮｂと同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して弱い。Ｖは歪誘起析出し、強度を上昇させる。下限は０．０１％、その上限は現地溶接性、低温靭性の観点から０．１％まで許容できる。
Ｍｇは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギーの増加など）させる。しかし、Ｍｇ量が０．０００１％以下では実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添加すると粗大なＭｇ酸化物発生して、溶接欠陥を発生させる。このためＭｇ添加量を０．０００１〜０．００５％に限定した。
【００４７】
ＣａはＭｇと同じように硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギーの増加など）させる。しかし、Ｃａ量が０．０００５％以下では実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳが大量に発生して、溶接欠陥を発生させる。このためＣａ添加量を０．０００５〜０．００５％に限定した。
【００４８】
さらに、溶接金属部においてもＸ１００以上の強度を満足させるためには、合金元素添加量の適正化が必要である。すなわちＰｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂで定義されるＰｗ値を０．２〜０．３５の範囲に制限しなければならない。Ｐｗ値が０．２未満ではＸ１００以上の溶接部強度が確保できない。また、Ｐｗ値が０．３５を超えるとＭ−Ａの生成が顕著となり、靭性が劣化すると共に、低温割れが発生する。このためＰｗ値の範囲を０．２〜０．３５に限定した。
【００４９】
つぎに高い変形能を得るための限定理由について以下に述べる。
不連続凍土地帯に敷設されるパイプラインにおいては、凍土の融解、凍結により３％程度の歪がパイプラインに負荷され、延性きれつ発生防止のためには、母材部の管軸方向の引張試験における一様伸びを大きくし低降伏比とすること、さらに円周方向溶接部の降伏強度を鋼管母材の降伏強度よりも高くすることによって、変形能すなわち、延性きれつが発生する限界ひずみを大きくすることが可能となる。
また、鋼管をパイプラインに使用する場合、防食の観点から塗装が施されるが、塗装する時、鋼管は２５０℃程度に加熱される。２５０℃に加熱されても時効による降伏強度の上昇を抑制し、円周溶接部の降伏強度とのマッチング（円周方向溶接部の溶接金属部の降伏強度が母材部の降伏強度よりも高いこと）を保つ必要がある。塗装加熱後の降伏強度の上昇代を７０ＭＰａ以下に抑制することによって、円周方向溶接金属の降伏強度より母材部の降伏強度を低く保持できるため大きな変形能が維持できる。さらに、引張試験におけるＳ−Ｓカーブをラウンド型（降伏点が出現しない形）に保つことによって耐座屈限界ひずみを大きく保つ必要がある。
【００５０】
塗装加熱後においても大きな変形能を有するためには、１０μｍ以下のフェライトを５〜５０％含有することが望ましい。１０μｍを超えると母材の靭性が低下するためである。フェライト分率が５％未満の場合、一様伸びの向上効果が得られないためである。また、５０％を超えると十分な強度が得られないため、フェライト分率の含有量を５〜５０％に限定した。
【００５１】
塗装加熱後においても引張試験におけるＳ−Ｓをラウンド型にして大きな変形能を保持するためには、母材部の金属組織が平均アスペクト比２未満のＭ−Ａを２〜７％含有することが望ましい。Ｍ−Ａを含有することによって、金属組織の中に可動転位を導入させて降伏比を低下させ、一様伸びを大きくする効果が得られるからである。この効果を得るためには２％以上のＭ−Ａを含有させる必要がある。Ｍ−Ａの生成分率が７％を超える場合、低温靭性が低下するためにその上限の値を７％とした。アスペクト比が２以上の場合、低温靭性が低下するために、Ｍ−Ａの平均アスペクト比は２未満とした。
【００５２】
また、高強度鋼管用の高強度鋼板の製造方法として、例えば、以下に示す３つの方法を挙げることができる。
（１）鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上、１５℃／秒未満の冷却速度で２５０℃〜４００℃の温度まで冷却し、その後空冷する方法。
【００５３】
（２）鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上、１５℃／秒未満の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却し、その後、３００℃〜４５０℃に加熱した後、空冷する方法。
（３）鋳片を９５０〜１２００℃に加熱した後、９５０℃以下の圧下率を５０％以上とし、７００〜８５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度まで冷却し、その後、加熱速度１０℃／秒以上で３００℃〜４５０℃に加熱する方法。
【００５４】
まず、再加熱温度を９５０〜１２００℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮｂ析出物を固溶させ、圧延中の組織を微細化し、優れた低温靭性を得るために９５０℃以上としなければならない。しかし、再加熱温度が１２００℃を超えると、ν粒が著しく粗大化し、圧延によっても完全に微細化できないため、優れた低温靭性が得られない。このため再加熱温度の上限を１２００℃とした。
【００５５】
さらに９５０℃以下の累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度を７００〜８５０℃としなければならない。これは、再結晶域圧延で微細化したν粒を低温圧延によって延伸化し、結晶粒の徹底的な微細化をはかって低温靭性を改善するためである。累積圧下率が５０％未満ではν組織の延伸化が不十分で、微細な結晶粒が得られない。また、圧延終了温度が８５０℃を越えると、例えば累積圧下率が５０％以上でも微細な結晶粒は達成できない。また、圧延温度が低すぎると過度のν／α２相域圧延となり、低温靭性が劣化するので、圧延終了温度の下限を７００℃とした。
【００５６】
圧延後、鋼板を加速冷却することが必須である。加速冷却は、低温靭性を損なわずに強度の増加およびミクロ組織の制御に基づく一様伸びの向上や低降伏比を可能にする。とくに塗装加熱後の時効を抑制するために以下の３通りの冷却条件に限定する必要がある。
第一の加速冷却の条件としては、圧延後６５０〜８００℃の温度範囲から冷却速度５℃／秒以上、１５℃／秒未満の冷却速度で２５０℃以上、４００℃以下の温度まで冷却し、その後空冷しなければならない。
【００５７】
冷却を開始する温度が８００℃を超えると、一様伸びが低下する。また、冷却を開始する温度が６５０℃未満である場合、十分な強度が得られない。したがって、冷却を開始する温度範囲を６５０〜８００℃に限定した。１５℃／秒未満の冷却速度で冷却することによって冷却中にフェライトが生成し、大きな一様伸びや低降伏比が得られる。しかし５℃／秒未満の冷却速度の場合、十分な強度が得られない。したがって、冷却速度は、５℃／秒以上、１５℃／秒未満に限定した。冷却停止温度が２５０℃未満の場合、固溶Ｃ量が多くなり、塗装加熱後に時効によって降伏強度の上昇が大きくなるとともに、引張試験におけるＳ−Ｓカーブに降伏点が出現し、変形能が低下する。４００℃を超える温度で冷却を停止した場合、十分な強度が得られない。したがって、冷却停止温度は２５０℃以上、４００℃以下に限定した。
【００５８】
第ニの加速冷却の条件としては、６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上、１５℃／秒未満の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却し、その後、３００℃以上、４５０℃以下に加熱した後、空冷しなければならない。
【００５９】
冷却を開始する温度が８００℃を超えると、一様伸びが低下する。また、冷却を開始する温度が６５０℃未満である場合、十分な強度が得られない。したがって、冷却を開始する温度範囲を６５０〜８００℃に限定した。１５℃／秒未満の冷却速度で冷却することによって冷却中にフェライトが生成し、一様伸びの増加や低降伏比が得られる。しかし５℃／秒未満の冷却速度の場合、十分な強度が得られない。したがって、冷却速度は、５℃／秒以上、１５℃／秒未満に限定した。冷却停止温度が４００℃を超える温度で冷却を停止した場合、十分な強度が得られない。４００℃以下の任意の温度まで冷却した場合、固溶Ｃ量が多くなるので、その後、３００℃以上、４５０℃以下に加熱しなければならない。３００℃以上に加熱することによって固溶Ｃ量を低減することができて、時効による変形能の低下を防止できる。４５０℃を超えて加熱した場合、強度の低下と低温靭性の低下が発生する。
【００６０】
第三の加速冷却の条件としては、６５０〜８００℃の温度範囲から５℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度まで冷却し、その後、加熱速度１０℃／秒以上で３００℃以上、４５０℃以下に加熱しなければならない。
【００６１】
冷却を開始する温度が８００℃を超えると、一様伸びが低下する。また、冷却を開始する温度が６５０℃未満である場合、十分な強度が得られない。したがって、冷却を開始する温度範囲を６５０〜８００℃に限定した。６５０〜８００℃の温度範囲でフェライトが生成した後、５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が５℃／未満の場合、十分な強度が得られないためである。冷却停止温度が４００℃を超える温度で冷却を停止した場合、十分な強度が得られない。４００℃以下の任意の温度まで冷却した場合、固溶Ｃ量が多くなるので、その後、加熱速度１０℃／秒以上で３００℃以上、４５０℃以下に加熱することによって固溶Ｃ量を減少させる。冷却後に、４５０℃を超えて加熱した場合、強度の低下とＤＷＴＴ特性の低下が発生する。加熱速度が１０℃／秒未満の場合、セメンタイトが粗大化してＤＷＴＴ特性が低下する。
【００６２】
本発明は厚板ミルに適用することが最も好ましいが、ホットコイルにも適用できる（この場合、圧延冷却後の鋼板は巻き取られ、冷却される）。また、この方法で製造した鋼板は低温靭性に優れているので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧力容器などにも適用できる。
【００６３】
「実施例」
次に、本発明の実施例について述べる。
転炉−連続鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から製造された鋼板を用いて、実験例１〜実験例４８の鋼管を製造し、諸性質を調査した。表１〜表５に、高強度鋼管の母材部と溶接金属部の化学成分を示し、表６〜表７に鋼板製造条件および母材部のミクロ組織を示し、そして、表８〜表９に高強度鋼管の母材部の機械的性質を示し、表１０〜表１１に鋼管溶接部の機械的性質および変形能を示した。
【００６４】
【表１】
0004585483.tif 000002
【００６５】
【表２】
0004585483.tif 000003
【００６６】
【表３】
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【００６７】
【表４】
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【００６８】
【表５】
0004585483.tif 000006
【００６９】
【表６】
0004585483.tif 000007
【００７０】
【表７】
0004585483.tif 000008
【００７１】
【表８】
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【００７２】
【表９】
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【００７３】
【表１０】
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【００７４】
【表１１】
0004585483.tif 000012
【００７５】
なお、鋼管溶接部の特性は内外面の１層のＳＡＷ（サブマージドアーク溶接）を実施した後、鋼管１／２ｔ部より採取したシャルピー試験片を用いて評価した。ノッチ位置は溶接金属中央及びＨＡＺ（内面溶接と外面溶接の溶接金属が交わる点から１ｍｍ）とした。  また、表１０および表１１において、１）は溶接金属中央にノッチを入れた試験を示し、２）はＨＡＺにノッチを入れた試験を示す。
【００７６】
また、鋼管円周方向の引張試験（「ＹＳ：降伏強度」「ＴＳ：引張強度」）は直径１２．７ｍｍ、ゲージレングス５０．８ｍｍの丸棒引張試験片を使用した。鋼管管軸方向の引張試験（「ＹＳ：降伏強度」「ＴＳ：引張強度」）は弧状全厚引張試験片を使用した。
塗装加熱後の引張特性の調査は、鋼管を３００ｍｍ×３００ｍｍの小片に切り出し、インダクションヒータによって２５０℃に加熱し、５分保持した後、空冷した小片から引張試験片を採取して調査した。鋼管の変形能は円周方向溶接した試験体の引張破壊ひずみおよび鋼管の曲げ座屈試験の限界座屈ひずみで評価した。
【００７７】
実験例１から実験例１２および実験例１５から実験例４３の鋼管において鋼板を製造する際、上述した第一の加速冷却の条件の製造プロセスを前提とした。実験例１３および実験例４４、実験例４５の鋼管において鋼板を製造する際、上述した第二の加速冷却の条件の製造プロセスを前提とした。実験例１４および実験例４６から実験例４８の鋼管において鋼板を製造する際、上述した第三の加速冷却の条件の製造プロセスを前提とした。
【００７８】
表６〜表１１から明らかなように、本発明の鋼管である実験例１〜実験例１４では、優れた強度（ＹＳ、ＴＳ）、一様伸び（ｕＥｌ）、低温靭性、溶接部靭性、鋼管引張破壊ひずみ、限界座屈ひずみを有する。これに対して実験例１５〜実験例４８の鋼管は、化学成分や具備すべき鋼板製造条件が適切でなく、いずれかの特性が劣る。
【００７９】
実験例１５は母材のＣ量が少ないために母材の強度がＸ１００を満足しない。
実験例１６は母材のＳ量が少ないためにＨＡＺ靭性が劣る。
実験例１７は母材のＮｂ量が多すぎるためにＨＡＺ靭性が劣るとともに、加熱前の降伏強度に対して２５０℃加熱後の降伏強度の増加量が７０ＭＰａを超え、Ｓ−Ｓカーブで降伏点が出現するために引張破壊ひずみおよび座屈限界ひずみが小さい。
実験例１８は母材のＡｌ量が多いためにＨＡＺ靭性が劣る。
【００８０】
実験例１９は母材のＣｒ量が少ないために母材の強度がＸ１００を満足しない。
実験例２０は母材のＭｏ量が多いためにＨＡＺ靭性が劣るとともに、加熱前の降伏強度に対して２５０℃加熱後の降伏強度の増加量が７０ＭＰａを超え、Ｓ−Ｓカーブで降伏点が出現するために引張破壊ひずみおよび座屈限界ひずみが小さい。
実験例２１は母材のＰｂ値が低すぎるために母材の強度がＸ１００を満足しない。
実験例２２は母材のＮｉ量が多く、母材のＰｂ値が高すぎるために母材の強度が高くなり過ぎてＨＡＺ靭性も劣る。
実験例２３は溶接金属のＣ量が少ないために溶接金属の高温割れが発生する。
実験例２４は溶接金属のＣ量が多すぎるために溶接金属の低温靭性が劣る。
【００８１】
実験例２５は溶接金属のＰｗ値が低すぎるために溶接部の強度が低い。
実験例２６は溶接金属のＣｕ量が多く、Ｐｗ値が高すぎるために溶接金属の靭性が劣る。
【００８２】
実験例２７は一様伸びは向上するが、１０μｍ以下のフェライト分率が５％未満であるために、座屈限界ひずみがやや小さい。
実験例２８は１０μｍ以下のフェライト分率が５０％を超えるために母材の強度がＸ１００ぎりぎりである。
実験例２９は平均アスペクト比２未満のＭ−Ａ分率が２％未満であるために、座屈限界ひずみがやや小さい。
実験例３０は平均アスペクト比２未満のＭ−Ａ分率が７％を超えるために低温靭性がやや低い。
実験例３１は平均アスペクト比２以上であるために低温靭性がやや低い。
【００８３】
実験例３２は加熱前の降伏強度に対して２５０℃加熱後の降伏強度の増加量が７０ＭＰａを超えたために限界破壊ひずみが小さく変形能が劣る。
【００８４】
実験例３３はスラブ再加熱温度が９５０℃以下であるために強度はぎりぎりで、低温靭性がやや低い。実験例３４はスラブ再加熱温度が１２００℃を超えるために低温靭性がやや低い。
実験例３５は９５０℃以下の圧下量が５０％未満であるために低温靭性がやや低い。
実験例３６は圧延終了温度が８５０℃を超えるために低温靭性がやや低い。実験例３７は圧延終了温度が７００℃未満であるために低温靭性がやや低い。
実験例３８は一様伸びは向上するが、冷却開始温度が８００℃を超えるため、座屈限界ひずみがやや小さい。実験例３９は冷却開始温度が６５０℃未満であるために強度はぎりぎりである。
【００８５】
実験例４０は一様伸びはやや高いが冷却速度が１５℃／秒以上であるために、座屈限界ひずみがやや小さい。実験例４１は冷却速度が５℃／秒未満であるために強度はぎりぎりである。
実験例４２は冷却停止温度が４００℃を超えるために強度がぎりぎりである。実験例４３は冷却停止温度が２５０℃未満であるために加熱前の降伏強度に対して２５０℃加熱後の降伏強度の増加量が７０ＭＰａを超え、Ｓ−Ｓカーブで降伏点が出現するために引張破壊ひずみおよび座屈限界ひずみが小さい。
【００８６】
実験例４４は冷却後の加熱温度が４５０℃を超えるために強度がぎりぎりであり、低温靭性もやや低い。実験例４５は冷却後の加熱温度が３００℃未満であるために加熱前の降伏強度に対して２５０℃加熱後の降伏強度の増加量が７０ＭＰａを超え、Ｓ−Ｓカーブで降伏点が出現するために引張破壊ひずみおよび座屈限界ひずみが小さい。
【００８７】
実験例４６は冷却後の加熱速度が１０℃／秒未満であるために低温靭性がやや低い。実験例４７は冷却後の加熱温度が４５０℃を超えるために強度がぎりぎりである。実験例４８は冷却後の加熱温度が３００℃未満であるために加熱前の降伏強度に対して２５０℃加熱後の降伏強度の増加量が７０ＭＰａを超え、Ｓ−Ｓカーブで降伏点が出現するために引張破壊ひずみおよび座屈限界ひずみが小さい。