(57)【要約】      （修正有）【課題】常温、中温域において降伏強さが５５０ＭＰａ以上の高強度高靭性鋼板で、特に蒸気配管用高強度高靭性溶接鋼管用途に好適なものの製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．５〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．０３〜０．０７％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０４％以下、ＲＥＭ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６％以下、更に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を１１００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下で熱間圧延後、５℃／秒以上の冷却速度にて４００〜５５０℃まで加速冷却した後、直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行う。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．５〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．０３〜０．０７％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０４％以下、ＲＥＭ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、（１）式で示されるＮｂｅｆｆ．：０．０２５％以上の鋼を１１００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下で熱間圧延後、５℃／秒以上の冷却速度にて４００〜５５０℃まで加速冷却した後、直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、中温域での強度に優れた高強度高靭性鋼板の製造方法。
Ｎｂｅｆｆ．（％）＝０．００２×（１−２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）・・・（１）
Ｔｉ，Ｃ，Ｎ：質量％
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．５〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．０３〜０．０７％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０４％以下、ＲＥＭ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６％以下、更に、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、（１）式で示されるＮｂｅｆｆ．：０．０２５％以上の鋼を１１００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下で熱間圧延後、５℃／秒以上の冷却速度にて４００〜５５０℃まで加速冷却した後、直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、中温域での強度に優れた高強度高靭性鋼板の製造方法。
Ｎｂｅｆｆ．（％）＝０．００２×（１−２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）・・・（１）
Ｔｉ，Ｃ，Ｎ：質量％
【請求項３】
請求項１または２に記載の方法で得られた鋼板を管状に冷間成形し、その突合せ部を溶接することを特徴とする、中温域での強度に優れた高強度高靭性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、中温域において降伏強さが５５０ＭＰａ以上の鋼材の製造方法に関し、特に蒸気配管用高強度高靭性溶接鋼管用途に好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
油層からオイルサンドを回収する方法として、露天堀による方法と高温・高圧の蒸気を鋼管により挿入するスチームインジェクション法があるが、露天掘りが適用可能な地域は少なく、多くの地域ではスチームインジェクション法が適用されている。
【０００３】
スチームインジェクション法では、油層内へ３００〜３５０℃の温度域（以下、中温域という）の蒸気を、１３ＭＰａ前後の高圧で送り込むが、従来、この中温・高圧の蒸気に耐えうるスチームインジェクション用の蒸気輸送鋼管として、特許文献１、特許文献２、特許文献３に示されるＡＰＩ  Ｘ６５、７０グレード相当の継目無管が使用され、鋼管外径は最大で１６インチであった。
【特許文献１】特許第１３９３８７６号公報
【特許文献２】特許第１９３０９１０号公報
【特許文献３】特開２０００−２９０７２８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
近年のエネルギー需要の増加に伴い、重質油の回収率の向上ならびに敷設コストの低減を目的として、使用される鋼管の大径化ならびに高強度化が要望されている。
【０００５】
そこで、本発明は、ＡＰＩグレードＸ８０以上の蒸気輸送用高強度高靭性溶接鋼管に要求される、中温域においても降伏強さ５５０ＭＰａ以上（ＡＰＩグレードＸ８０以上）の鋼板を安価に提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者等は高強度大径溶接管における中温域での特性について鋭意検討し、適切なＮｂ量を固溶したＮｂ系鋼に、制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスにおいて、ベイナイト変態途中に再加熱を行うと、加速冷却時のベイナイト変態による強化に加え、再加熱時にベイナイトならびに未変態オーステナイトから析出する微細析出物による析出強化ならびに中温域での転位回復の抑制によって、中温域での強度低下の抑制が可能になるという知見を得た。
【０００７】
すなわち、ＴｉＮが存在する場合、Ｎｂが固溶し難くなり、Ｔｉを添加しない場合に比べて加速冷却後の再加熱時の微細なＮｂ炭化物の分散析出が低下し、中温域での強度低下の抑制が困難となるが、式（１）で求められるＮｂｅｆｆ．値が０．０２５％以上の場合にはＴｉ添加の場合においても再加熱時の微細なＮｂ炭化物の分散析出が十分に得られ、中温域での強度低下の抑制が可能になる。
Ｎｂｅｆｆ．（％）＝０．００２×（１−２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）・・・（１）
Ｔｉ，Ｃ，Ｎ：質量％
また、Ｎｂは鋼中で炭化物を形成する元素であり、ＮｂＣの析出により鋼を強化することは従来行われているが、本発明では加速冷却後、再加熱する際の加熱速度を増加して加熱時の析出物の成長を抑制することにより、Ｎｂを基本として含有する炭化物を鋼中に多量に微細析出させ、中温域での強度低下抑制効果を得ている。
【０００８】
そのため、本発明では、従来の工業的に用いられている大気炉での加熱速度よりも高速で加熱することにより、Ｎｂを基本とする炭化物の成長を抑制させ、粒径が１０nm未満の極めて微細な析出物を多量に得ている。当該１０ｎｍ未満の析出物の個数は、たとえば降伏強度が５５０ＭＰａ以上の高強度鋼板とするためには、２×１０３個/μｍ３以上析出させることが好ましい。
【０００９】
更に、加速冷却後の加熱による微細炭化物の分散析出に先立ち、粒内組織中に多量の転位を導入するため900℃以下での累積圧下率と圧延仕上温度を規定し、圧延ならびに加速冷却の両工程にて粒内の転位を増加させる。
【００１０】
上述したように、本発明は圧延と加速冷却による転位の増加と、加速冷却後の加熱により分散析出する微細炭化物による中温域での転位の回復抑制により、中温域での高強度を確保するもので、すなわち、本発明は、
１．  質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．５〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．０３〜０．０７％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０４％以下、ＲＥＭ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、（１）式で示されるＮｂｅｆｆ．：０．０２５％以上の鋼を１１００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下で熱間圧延後、５℃／秒以上の冷却速度にて４００〜５５０℃まで加速冷却した後、直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、中温域での強度に優れた高強度高靭性鋼板の製造方法。
Ｎｂｅｆｆ．（％）＝０．００２×（１−２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）・・・（１）
Ｔｉ，Ｃ，Ｎ：質量％
２．  質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：１．５〜２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．０３〜０．０７％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０４％以下、ＲＥＭ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６％以下、更に、Ｃｕ：０．５以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、（１）式で示されるＮｂｅｆｆ．：０．０２５％以上の鋼を１１００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下で熱間圧延後、５℃／秒以上の冷却速度にて４００〜５５０℃まで加速冷却した後、直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、中温域での強度に優れた高強度高靭性鋼板の製造方法。
Ｎｂｅｆｆ．（％）＝０．００２×（１−２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）・・・（１）
Ｔｉ，Ｃ，Ｎ：質量％
３．  １または２に記載の方法で得られた鋼板を管状に冷間成形し、その突合せ部を溶接することを特徴とする、中温域での強度に優れた高強度高靭性鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、操業の効率化が達成できる、中温域において降伏強さが５５０ＭＰａ以上を有する大径の蒸気輸送用高強度高靭性溶接鋼管の製造可能な原板が安定して得られ、産業上極めて有益である。
【００１２】
本発明に係る鋼板は、厚板ミルや熱延ミルにて製造され、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形などにより冷間成形され、サブマージドアーク溶接などの溶接法により溶接接合されて、高温・高圧の蒸気を輸送するための鋼管として利用される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下に、成分組成の限定理由を示す。％は質量％とする。
【００１４】
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｃは固溶強化ならびに析出強化により鋼の強度を確保するために必要な元素であり、特に固溶Ｃ量の増加と析出物の形成は中温域での強度確保に重要である。０．０８％を超える過剰なＣの添加は靭性ならびに溶接性の劣化を招くため添加量の上限を０．０８％とした。一方、０．０４％未満では室温ならびに中温域において所定の強度を確保することが難しくなるため、Ｃの含有量は０．０４〜０．０８％とした。
【００１５】
Ｓｉ：０．０５〜０．２％
Ｓｉは脱酸のために添加され、０．０５％未満では充分な脱酸効果が得られない。一方、０．２％を越えると靱性の劣化を招くため、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．２％とした。
【００１６】
Ｍｎ：１．５〜２％
Ｍｎは鋼の強度および靱性の向上に有効な元素で、１．５％未満ではその効果が小さく、また２％を越えると靭性ならびに溶接性が著しく劣化するため、Ｍｎの含有量は１．５〜２％とした。
【００１７】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは不純物元素であり靱性を著しく劣化させるため、極力低減することが望ましいが、過度のＰ低減は製造コストの上昇を招くため、Ｐの含有量を０．０２％以下とした。
【００１８】
Ｓ：０．００２％以下
Ｓは不純物元素であり靭性を著しく劣化させるため、極力低減することが望ましい。また、Ｃａを添加してＭｎＳからＣａＳ系の介在物に形態制御を行ったとしても、Ｘ８０グレードの高強度材の場合には微細に分散したＣａＳ系介在物も靱性劣化の要因となり得るため、Ｓの含有量を０．００２％以下とした。
【００１９】
Ｍｏ：０．０５〜０．３％
Ｍｏは固溶あるいは析出物の形成により室温ならびに中温域での強度上昇に大きく寄与するが、０．０５％未満ではその効果が小さく室温ならびに中温域で十分な強度が得られない。一方、０．３％を超えて添加すると靭性ならびに溶接性を劣化させるため、Ｍｏの添加量を０．０５〜０．３％とした。
【００２０】
Ｎｂ：０．０３〜０．０７％
Ｎｂは本発明において重要な元素であり、炭化物を形成し室温ならびに中温域での強度確保に必要な成分である。また、スラブ加熱時と圧延時の結晶粒の成長を抑制することによりミクロ組織を微細化し、充分な強度と靱性を付与するためにも必要である。その効果は０．０３％以上で顕著であり、０．０７％を超えるとその効果がほぼ飽和して靭性を劣化させるため、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０７％とした。
【００２１】
Ｔｉ：０．０２％以下
ＴｉはＴｉＮを形成してスラブ加熱時や溶接熱影響部の粒成長を抑制し、ミクロ組織の微細化をもたらして靱性を改善する効果があるが、０．０２％を越えて添加すると靱性の劣化を引き起こすため、Ｔｉの含有量を０．０２％以下とした。
【００２２】
Ａｌ：０．０４％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０４％を超えると鋼の清浄性が低下し靱性の劣化を引き起こすため、Ａｌの含有量を０．０４％以下とした。
【００２３】
ＲＥＭ：０．０１５％以下
ＲＥＭは酸硫化物の形成により組織粗大化を抑制し靭性の向上に寄与するが、０．０１５％を超えると靭性が劣化するため、ＲＥＭ含有量は０．０１５％以下に規定する。好ましくは０．００１〜０．００７％である。
【００２４】
Ｎ：０．００６％以下
ＮはＴｉと共にＴｉＮを形成し、１３５０℃以上に達する溶接熱影響部の高温域において微細分散することにより、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒を細粒化し溶接熱影響部の靭性向上に大きく寄与する。０．００６％を超えて添加すると、析出物の粗大化ならびに固溶Ｎの増加による母材靭性の劣化と、鋼管での溶接金属の靭性劣化を招くため、Ｎ含有量は０．００６％以下とした。
【００２５】
Ｎｂｅｆｆ．（％）：０．０２５以上
Ｎｂｅｆｆ．（％）＝０．００２×（１−２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）・・・（１）
但し、Ｔｉ，Ｃ，Ｎ：質量％
本パラメータ式は上記成分範囲で構成される鋼を中温域で優れた強度を有する鋼とするための重要な因子で、Ｎｂｅｆｆ．（％）が０．０２５％未満の場合には冷却後の再加熱時に析出する微細分散炭化物が少なく、強度、特に中温域での強度を確保することが困難であるため、Ｎｂｅｆｆ．（％）は０．０２５％以上とした。
【００２６】
本発明は以上の成分組成で優れた特性が得られるが、更に特性を向上させる場合、Ｃｕ，Ｎｉ,Ｃｒ，Ｖ，Ｃａの一種または二種以上を添加する。
【００２７】
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つであるが、０．５％を超えるＣｕの含有は溶接性を阻害するため、Ｃｕを添加する場合は０．５％以下とした。
【００２８】
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つであるが、０．５％を超えると効果が飽和し製造コストの上昇を招くため、Ｎｉを添加する場合は０．５％以下とした。
【００２９】
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは強度の上昇に有効な元素の一つであるが、０．５％を超えて添加すると溶接性に悪影響を与えるため、Ｃｒを添加する場合は０．５％以下とした。
【００３０】
Ｖ：０.０８％以下
ＶはＴｉと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０.０８％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０.０８％以下に規定する。
【００３１】
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し靱性を改善するが、０．０００５％以上でその効果が現われ、０．００４％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靱性を劣化させるため、Ｃａを添加する場合は０．０００５〜０．００４％とした。
【００３２】
次に、製造方法の限定理由について説明する。
加熱温度：１１００〜１２００℃
熱間圧延に際し、オーステナイト化ならびに炭化物の固溶を十分に進行させ、室温ならびに中温域での十分な強度を得るため、鋼片の加熱温度を１１００℃以上とする。
【００３３】
一方、加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイト粒の成長が著しく、母材靱性が劣化するため、加熱温度は１１００〜１２００℃とした。
【００３４】
９００℃以下での累積圧下率≧５０％、かつ圧延終了温度：８５０℃以下
本プロセスは本発明の重要な製造条件である。９００℃以下での温度域において累積にて圧延を行い、仕上温度を８５０℃以下とすることにより、オーステナイト粒が伸展し板厚、板幅方向で細粒となると共に、圧延により導入される粒内の転位密度が増加する。
【００３５】
９００℃以下での累積圧下率が５０％以上で圧延終了温度を８５０℃以下とすることにより、この効果が顕著に発揮され、強度、特に中温域での強度が上昇し靱性が著しく向上する。
【００３６】
９００℃以下での累積圧下率が５０％未満あるいは圧延終了温度が８５０℃を超える場合には、オーステナイト粒の細粒化が十分でなく、粒内の転位の増加量が小さいため、中温域での強度ならびに靭性が劣化するため、９００℃以下での累積圧下率は５０％以上、かつ圧延終了温度は８５０℃以下とする。
【００３７】
加速冷却の冷却速度：５℃/s以上
鋼板強度は加速冷却での冷却速度の増加に伴い上昇する傾向を示す。加速冷却時の冷却速度が５℃/s未満の場合、変態組織が高温で変態し、冷却中に転位の回復も進行するため、室温ならびに中温域にて十分な強度を得ることができないため、加速冷却時の冷却速度を５℃/s以上とする。
【００３８】
加速冷却の冷却停止温度：４００〜５５０℃
鋼板強度は加速冷却の冷却停止温度が低下するに従い上昇する傾向を示すが、加速冷却の冷却停止温度が５５０℃を超える場合、炭化物の成長を促進させ固溶炭素量が低減するため、十分な強度、特に中温域での十分な強度が得られない。
【００３９】
一方、冷却停止温度が４００℃未満の場合には、低温変態生成物の析出が顕著になり母材靭性が劣化すると共に、中温域での低温変態生成物の分解により中温域での強度が著しく低下するため、加速冷却の冷却停止温度は４００〜５５０℃とする。
【００４０】
加速冷却後の昇温速度：速度０．５℃/s以上、ならびに再加熱温度：５５０〜７００℃本プロセスは本発明において重要で、室温ならびに中温域での強化に寄与する微細析出物を再加熱時に析出させる。微細析出物を得るためには、加速冷却後直ちに５５０〜７００℃の温度域まで再加熱する必要がある。
【００４１】
再加熱は、冷却後の温度より少なくとも５０℃以上昇温することが望ましい。昇温速度が０．５℃/s未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、また析出物が成長するため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得ることができない。
【００４２】
再加熱温度が５５０℃未満ではＭｏとＮｂの析出温度域から外れるため十分な析出強化が図れず、一方、７００℃を超えると析出物が粗大化し室温ならびに中温域で十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７００℃に規定する。
【００４３】
再加熱処理において、特に温度保持時間を設定する必要はない。また、再加熱後の冷却過程でもベイナイト変態と共に析出が進行するため、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とする。
【００４４】
尚、本発明で規定する加速冷却後の昇温速度：速度０．５℃/s以上は、板厚によっては大気炉で達成することが難しく、加熱装置として、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる事が好ましく、加速冷却を行うための冷却設備の下流側で搬送ライン上に設置するとより好ましい。
【００４５】
誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低く、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。また複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数や供給電力を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。
【００４６】
なお、鋼の製鋼方法については特に限定しないが、経済性の観点から、転炉法による製鋼プロセスと、連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい。
【００４７】
鋼管の成型方法は、冷間にて成形することが好ましく、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形などにより成形し、サブマージドアーク溶接等により溶接接合して、溶接鋼管を製造する。鋼管製造後の熱処理は所望する特性に応じて実施すれば良く、特に規定しない。
【００４８】
尚、本発明に係る製造方法で得られる鋼の常温強度は５５０ＭＰａ以上、７００ＭＰａ以下である。
【実施例】
【００４９】
表１に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｏを用いて、種々の製造条件にて作製した鋼板（板厚１５〜２５ｍｍ）を冷間成形後、シーム溶接により、外径６１０ｍｍ×管厚１５〜２５ｍｍの鋼管を作製した。
【００５０】
鋼板特性について、室温での引張試験はＩＳＯ  ６８９２に準拠し、全厚のＡＰＩ矩形試験片を用いて実施した。３５０℃での引張試験はＩＳＯ  ７８３に準拠し、直径８．７５ｍｍの丸棒試験片を用いて実施した。
【００５１】
鋼管の強度は、円周方向に引張試験片を採取し、室温ならびに３５０℃での降伏強度を求めた。室温での引張試験はＩＳＯ  ６８９２に準拠し、全厚のＡＰＩ矩形試験片を用いて実施した。３５０℃での引張試験はＩＳＯ  ７８３に準拠し、直径８．７５ｍｍの丸棒試験片を用いて実施した。
【００５２】
鋼管の溶接熱影響部シャルピー試験は、入熱約５０ｋＪ／ｃｍのＳＡＷにてシーム溶接を行った鋼管を用いて、管厚中央部を中心にノッチ全体が溶接熱影響部となるように溶接ボンド部近接側から円周方向に２ｍｍＶノッチのフルサイズ試験片を３本採取し、実施した。試験方法はＩＳＯ  １４８に準拠し、試験温度は−２０℃ならびに３５０℃にて行った。なお、−２０℃での試験にはアルコールで、３５０℃での試験では加熱炉を用いて所定の温度に保持した。靭性値は所定の温度でのシャルピー吸収エネルギーの３本の平均値（単位Ｊ）で評価した。表２に鋼板の製造条件ならびに鋼板、鋼管の試験結果を併せて示す。
【００５３】
室温ならびに３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）が５５０ＭＰａ以上で、‐２０℃ならびに３５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００J以上の場合を良好とし、本発明例とした。
【００５４】
化学成分、鋼板製造条件とも本発明範囲内である本発明鋼（１〜１２）は鋼板、鋼管の室温ならびに３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）が５５０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な溶接熱影響部靱性が得られている。
【００５５】
一方、化学成分あるいは鋼板製造条件が本発明範囲外である比較鋼（１３〜１７、１９〜２５）は、室温あるいは３５０℃での強度および／または溶接熱影響部靱性が本発明鋼に対して劣っていた。
【００５６】
また、製管後、熱処理（Ｑ−Ｔ処理）を施した比較鋼１８は、３５０℃での強度が本発明鋼に対して劣っていた。
【００５７】
【表１】
2007119884.tif 000002
【００５８】
【表２】
2007119884.tif 000003