(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２０％
の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ  Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
で定義されるＰｂ値が２．７〜３．７の範囲にある母材と
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３０〜１．５％、
Ｍｏ：０．３０〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ：０．０１５〜０．０３％、
さらに
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％
のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｒｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＲｗ値が０．２０〜０．３０の範囲にある溶接金属部を有することを特徴とする溶接部靱性に優れた高強度鋼管。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
さらに
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．２％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２０％
の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ  Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
で定義されるＱｂ値が２．２〜３．２の範囲にある母材と
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３０〜１．５％、
Ｍｏ：０．３０〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ：０．０１５〜０．０３％、
さらに
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％
のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ
Ｒｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で定義されるＲｗ値が０．２０〜０．３０の範囲にある溶接金属部を有することを特徴とする溶接部靱性に優れた高強度鋼管。
【請求項３】
請求項１まはた２に記載する高強度鋼管と質量％で、
Ｃ：０．０３５〜０．０８％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０〜２．５％、
Ｃｒ：０．３０〜１．５％、
Ｍｏ：０．３０〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ：０．０１５〜０．０６％、
さらに
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％
のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる円周方向溶接金属とから構成されるパイプライン。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ１００（降伏強度で約６８９Ｎ／ｍｍ2 以上）の強度と優れた溶接部靱性を有する鋼管およびパイプラインに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
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）高圧化による輸送効率の向上や、（２）薄肉化による現地での溶接能率向上のため、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−ズがでてきた。現在、Ｘ１００の高強度ラインパイプはＸ８０級ラインパイプの製造法（ＮＫＫ技報  Ｎｏ．１３８（１９９２），ｐｐ２４〜３１およびＴｈｅ  ７ｔｈ  Ｏｆｆｓｈｏｒｅ  Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ  ａｎｄ  Ａｒｃｔｉｃ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８８），Ｖｏｌｕｍｅ  Ｖ，ｐｐ１７９〜１８５）を基本に検討されているが、これらのラインパイプは低温靱性、とくに溶接金属の低温靭性および溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱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板が望まれている。
【０００３】
低合金鋼の溶接金属およびＨＡＺ靱性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ* ）、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。なかでも結晶粒のサイズは低温靱性に大きな影響を与えることが知られており、とくに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、４９０Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を改善する手段が開示されている（昭和５４年６月発行「鉄と鋼」第６５巻第８号１２３２ペ−ジ）。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あるいは溶解し、ＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靱性が劣化するという欠点を有する。
【０００４】
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−フェライト（以下ＩＧＦと呼ぶ）を生成させることにより溶融線近傍のＨＡＺ組織は微細化され、ＨＡＺ靱性が改善されることが特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平１−１５３２１号公報などに開示されている。
しかしながらＸ１００の高強度になるとＴｉ酸化物からＩＧＦの生成は抑制されＨＡＺ靱性が劣化すること、および溶接金属の靭性も劣化することから、Ｘ１００の高強度鋼管のＨＡＺ靱性の改善が強く望まれている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、良好な溶接金属およびＨＡＺの靱性を有するＸ１００の高強度鋼管を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％に、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．２％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２０％の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつＰｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖの式で定義されるＰｂ値が２．７〜３．７の範囲にある母材と、Ｃ：０．０３５〜０．０８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．０〜２．５％、Ｃｒ：０．３０〜１．５％、Ｍｏ：０．３０〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｏ：０．０１５〜０．０４５％に、さらにＣｕ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつＲｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂで定義されるＲｗ値が０．２０〜０．３０の範囲にある溶接金属部を有すること、および、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％に、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．２％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２０％の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏの式で定義されるＱｂ値が２．２〜３．２の範囲にある母材と、Ｃ：０．０３５〜０．０８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．０〜２．５％、Ｃｒ：０．３０〜１．５％、Ｍｏ：０．３０〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｏ：０．０１５〜０．０４５％に、さらにＣｕ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつＲｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂで定義されるＲｗ値が０．２０〜０．３０の範囲にある溶接金属部を有すること、および上記の高強度鋼管とＣ：０．０３５〜０．０８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５〜２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．０〜２．５％、Ｃｒ：０．３０〜１．５％、Ｍｏ：０．３０〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｏ：０．０１５〜０．０４５％に、さらにＣｕ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる円周方向溶接金属とから構成されるパイプライン、である。
【０００７】
以下に、本発明の高強度鋼管について詳細に説明する。
発明者らの研究によれば、ＨＡＺ靱性は（１）鋼の化学成分、（２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分散状態）に大きく依存し、ＨＡＺ靱性を改善するためには、鋼成分の適正化と結晶粒の微細化とくにＭ* などの硬化相の低減が不可欠であると考えられる。鋼板を内外面溶接して製造する鋼管（例えばＵＯＥ鋼管など）は、溶接コスト低減の観点から内面１層、外面１層の溶接が行われる。この場合、内面溶接の溶融線近傍の１４００℃以上に加熱され、その後の外面溶接によりＡｃ1 点直上に再加熱された領域（粗粒＋Ａｃ1 部）の靱性が最も低下する。
【０００８】
これは、Ａｃ1 直上に再加熱された時にオーステナイト（γ）へ変態した領域に炭素（Ｃ）が濃縮し、その後の冷却過程でＣを多量に含有したＭ* などの硬化相が多量に生成するためである。Ｍ* は多量のＣを含有しているので硬くかつ脆性破壊の発生点になりやすい。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、粗粒＋Ａｃ1 部においてＭ* の生成量が増加し、ＨＡＺ靱性は大きく劣化する。また鋼管の円周方向溶接においては多層盛り溶接が行われ、この場合にも粗粒＋Ａｃ1 部での靱性の劣化を防止する必要がある。
【０００９】
そこで、本発明者らは粗粒＋Ａｃ1 部での靱性の劣化を防止するためにＭ* の生成を抑制する方法について鋭意検討した結果、鋼管母材のＣ量およびＳｉ量を低減することによりＡｃ1 直上に再加熱された領域に生成するＭ* が低減し、ＨＡＺ靱性の改善に極めて有効であることを見い出した。さらに、極低Ｃ化、低Ｓｉ化した場合にＸ１００の強度を満足させるために合金元素の適正な添加量について検討した結果、Ｂ無添加鋼の場合にはＰｂ値、Ｂ添加鋼の場合にはＱｂ値で定義される値を所定の範囲に限定することにより、Ｘ１００の強度を確保することができることを見い出した。しかしながら、極低Ｃ鋼を溶接した場合、溶接金属中のＣ量が低くなるとδ凝固による高温割れが発生しやすくなる。また溶接金属中のＣ量が多すぎる場合、溶接金属の低温靱性は劣化する。そこで、溶接金属の高温割れを防止し、かつ良好な低温靱性とＸ１００の強度を満足させる適正なＣ量、さらには合金元素添加量を見い出し、本発明に至った。
【００１０】
すなわち、本発明の特徴は、鋼管母材として、極低Ｃ−低Ｓｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系成分を適用するに際し、Ｘ１００の強度を確保するために、合金元素添加量をＰｂ値またはＱｂ値で定義される適正な範囲に限定すること、および溶接金属として高温割れ防止の観点からＣ量を限定するとともに、低温靭性の改善の観点から酸素量を適正な範囲に限定し、かつＸ１００の強度を満足させるために合金元素添加量をＲｗ値で定義される適正な範囲に限定することにある。
【００１１】
まず、鋼管母材の成分限定理由について説明する。
Ａｃ1 直上に再加熱された領域へのＣの濃縮量を低減させるためには、母材のＣ量は０．０３％以下にしなければならない。これはＣ量が０．０３％を超えると、Ａｃ1 直上に加熱された際、γ中へのＣ濃縮量が増加して、その後の冷却過程でＭ* が生成して脆性破壊の発生点となるためである。さらにＡｃ1 直上に加熱された後の冷却過程にてＭ* の生成を抑制するためには、母材のＳｉ量を０．１％以下にする必要がある。これはＳｉ量が０．１％を超えると未変態γからの炭化物の析出が抑制されてγが安定化し、最終的にＭ* あるいは残留γとの複合物が生成するためである。
【００１２】
ＨＡＺ靱性の改善のためには母材のＣ量を０．００３％以下、Ｓｉ量を０．１％以下にしなければならないが、ＣおよびＳｉはいずれも強度上昇に有効な元素であり、ＣおよびＳｉ量が制限される条件下においてＸ１００以上の強度を満足させるためには、合金元素の添加量の適正化が必須である。すなわち、Ｂ無添加鋼の場合には、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２．７〜３．７の範囲にしなければならない。Ｐｂ値が２．７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３．７を超えるとＭ* の生成が顕著となり、ＨＡＺ靱性が劣化する。このためＰｂ値の範囲を２．７〜３．７に限定した。
【００１３】
一方、Ｂ添加鋼の場合には、Ｑｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏの式で定義されるＱｂ値を２．２〜３．２の範囲にしなければならない。Ｑｂ値が２．２未満では目標とする強度が確保できない。またＱｂ値が３．２を超えるとＭ* の生成が顕著となり、ＨＡＺ靱性が劣化する。このためＱｂ値の範囲を２．２〜３．２に限定した。
しかし、たとえＣ量、Ｓｉ量を低減し、合金元素の添加量を適正な範囲に限定しても、母材の基本成分が適当でないと優れたＨＡＺ靱性は得られない。以下にその他の基本成分の限定理由について説明する。
【００１４】
Ｍｎは強度、低温靱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が多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接性、ＨＡＺ靱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、低温靱性も劣化させるので上限を２．５％とした。
Ｎｂは制御圧延時にγの再結晶を抑制して結晶粒を微細化するだけでなく、析出硬化や焼入れ性の増大にも寄与し、鋼を強靱化する作用を有し、本発明において必須の元素である。この効果を得るためには最低０．０１％のＮｂが必要である。しかしながらＮｂ量が多すぎるとＨＡＺ靱性が劣化するので、その上限の値を０．０５％に限定した。
【００１５】
Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時およびＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制して、ミクロ組織を微細化して、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善し、本発明において必須の元素である。この効果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、低温靱性を劣化させるので、その上限の値を０．００３０％に限定した。Ａｌは脱酸のために添加する元素であるが、多く添加するとアルミナ系非金属介在物が増加して、鋼の清浄度を劣化させるので、上限を０．０５％とした。
【００１６】
ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時およびＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。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きずや固溶ＮによるＨＡＺ靱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。
本発明において不可避的不純物元素であるＰ、Ｓ量を０．０１５％以下、０．００５％以下とする。この主たる理由は母材およびＨＡＺの低温靱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靱性を向上させる。また、Ｓ量の低減は制御圧延で延伸化したＭｎＳを低減して延性、靱性を向上させる効果がある。
【００１７】
つぎにＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇを添加する理由について説明する。基本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特徴を損なうことなく、強度・低温靱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。
Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響をおよぼすことなく母材の強度、低温靱性を向上させるが、０．１％以下では効果が薄く、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。
【００１８】
ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を有するとともに耐食性、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の靱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。
Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる効果があり、０．１％以上の添加が必要である。しかし、多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の上限は１．０％とした。
【００１９】
Ｍｏは母材および溶接部の強度を上昇させる元素であるが、１．０％を超えるとＣｒと同様に母材、ＨＡＺの靱性および溶接性を劣化させる。また０．１％以下の添加ではその効果が薄い。
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靱性の点から０．１０％まで許容できる。
【００２０】
Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上（シャルピ−試験における吸収エネルギ−の増加など）させるほか、耐サワ−性の向上にも著しい効果を発揮する。０．００１％以下ではその効果が薄く、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳが大量に生成してクラスタ−、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およぼす。このためＣａ添加量を０．００１〜０．００５％に制限した。
【００２１】
ＭｇはＡｌとＭｇの微細な酸化物を形成し、この酸化物を生成核として微細なＴｉＮが生成する。このＴｉＮは１４００℃以上の高温においても化学的に安定であるので、γ粒の粗大化抑制効果を発揮し、ＨＡＺ靱性を向上させる。０．００３％以下ではその効果が薄い。またＭｇの添加量が多すぎるとＨＡＺ靱性を劣化させるので、その上限の値を０．００２０％に限定した。
Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、良好な強度と靱性が得られる。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靱性を劣化させるのでその上限の値を０．００２０％に限定した。
【００２２】
つぎに溶接金属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は、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、溶接金属の低温靱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靱性や現地溶接性を劣化させるので、上限を０．６％とした。
【００２３】
Ｍｎは強度、低温靱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れ性が増加して低温靱性や現地溶接性を劣化させるので、上限を２．２％とした。
Ｎｉを添加する目的は低温靱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、低温靱性などを劣化させるので、その上限を２．５％、下限を１．０％とした。
Ｃｒは強度を増加させるが、多すぎると低温靱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０．３％とした。
【００２４】
Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入れ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０．５０％必要である。しかし、過剰なＭｏ添加は低温靱性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．５％とした。
Ｎｂは鋼を強靱化する作用を有する。しかしＮｂを０．１０％以上添加すると現地溶接性や低温靱性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１０％とした。
【００２５】
Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、低温靱性を改善する。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、低温靱性が劣化するので、その上限は０．０３０％に限定しなければならない。
Ｂは極微量で鋼の焼入れ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、低温靱性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００２０％とした。
【００２６】
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を形成して低温靱性を向上させる。このために必要な最小量は０．００１％である。しかし、多すぎると低温靱性を劣化させるので、その上限は０．０１０％に抑える必要がある。
【００２７】
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靱性が劣化するとともに、スラグ巻き込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０．０３％とした。ただし、円周方向溶接金属の場合には、溶接入熱が低く低温靭性の劣化の度合いが小さいので、Ｏ量の上限は０．０６％とした。
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靱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、低温靱性を向上させる。またＳ量の低減はＭｎＳを低減して、延靱性を向上させる効果がある。
【００２８】
つぎにＣｕ、Ｖ、Ｃａ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、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、溶接金属の強度・低温靱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と同様に低温靱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靱性が劣化するので、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。
【００２９】
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はひずみ誘起析出し、強度を上昇させる。下限は０．０１％、その上限は現地溶接性、低温靱性の観点から０．１０％まで許容できる。
Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上（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０．００１％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が大量に生成して、溶接欠陥を発生させる。このためＣａ添加量を０．００１〜０．００５％に限定した。
【００３０】
さらに、溶接金属においてもＸ１００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、Ｒｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂで定義されるＲｗ値が０．２０〜０．３０の範囲に限定しなければならない。Ｒｗ値が０．２０未満ではＸ１００の溶接部強度が確保できない。またＲｗ値が０．３０を超えるとＭ* の生成が顕著となり、靱性が劣化するとともに、低温割れが発生する。このためＲｗ値の範囲を０．２０〜０．３０限定した。
【００３１】
【実施例】
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、鋼管を製造し、諸性質を調査した。鋼管溶接部の特性は内外面１層のＳＡＷ（サブマ−ジドア−ク溶接）を実施した後、鋼板１／２ｔ部より採取したシャルピ−試験片を用いて評価した。ノッチ位置は図１に示すように、溶接金属中央および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。このＨＡＺは粗粒＋Ａｃ1 部がノッチ直下に含まれることを意図したものである。実施例を表１〜表３に示す。本発明の鋼管は優れた強度、低温靱性、溶接部靱性を有する。これに対して比較鋼は化学成分が適切でなく、いずれかの特性が劣る。
【００３２】
【表１】
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【００３３】
【表２】
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【００３４】
【表３】
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【００３５】
鋼１３は母材のＣ量が多すぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１４は母材のＳｉ量が多すぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１５は母材のＰｂ値が低すぎるため、目標の強度を満足しない。鋼１６は母材のＰｂ値が高すぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１７は母材のＱｂ値が低すぎるため、目標の強度を満足しない。鋼１８は母材のＱｂ値が高すぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１９は溶接金属のＣ量が少ないため、溶接金属の高温割れが発生する。鋼２０は溶接金属のＣ量が多すぎるため、溶接金属の低温靱性が劣る。鋼２１は溶接金属のＲｗ値が低すぎるため、溶接部の強度が低い。鋼２２は溶接金属のＲｗ値が高すぎるため、溶接部の靱性が劣る。
【００３６】
【発明の効果】
本発明による低温靱性、とくにＨＡＺ靱性に優れた高強度鋼管（ＡＰＩ規格Ｘ１００）およびパイプラインにより、パイプラインの安全性が著しく向上するとともに、輸送効率が飛躍的に改善される。
【図面の簡単な説明】
【図１】シャルピ−試験片でのノッチ位置を示す図である。
【図１】
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