(57)【要約】【課題】母材の強度、低温靱性および変形能が優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１２０以上）の超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｔｉを含む鋼を溶製後、熱間圧延を施し、（γ／α変態開始点-５０）（℃）以上γ／α変態開始温度（℃）以下まで水冷した後、再加熱し、その後水冷する。この効果により強度、低温靭性ならびにひずみ時効前後の変形能を良好にすることが可能となり、ラインパイプに対する安全性が大幅に向上する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ：≦０．０１％、
Ｓ：≦０．００３０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
Ｎｂ：０．０００１〜０．２％、
Ａｌ：０．０００５〜０．０３％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を加熱し、熱間圧延を施し、（γ／α変態開始温度−５０）（℃）以上γ／α変態開始温度（℃）未満の温度範囲にて水冷した後、再加熱し、その後水冷することを特徴とする変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記鋼成分が更に質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０５０％、
Ｔａ：０．００１〜０．０５０％
のうち１種または２種以上を含有する請求項１に記載の変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記鋼成分が更に質量％で、
Ｍｇ：０.０００１〜０.０１０％、
Ｃａ：０.０００１〜０.００５％、
ＲＥＭ：０.０００１〜０.００５％、
Ｙ：０.０００１〜０.００５％、
Ｈｆ：０.０００１〜０.００５％、
Ｒｅ：０.０００１〜０.００５％、
Ｗ：０.０００１〜０.００５％
のうち１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の変形能ならびに低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記熱間圧延後の水冷が１℃／ｓ以上の冷却速度であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の変形能ならびに低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記再加熱後、冷却速度が１℃／ｓ以上であることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の変形能ならびに低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記再加熱後、１秒以上に保持することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の変形能ならびに低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記加熱温度を１０００℃以上とし、且つ、未再結晶温度域での圧下比を３以上で、熱間圧延することを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜７の何れか１項に記載の製造方法によって製造された鋼板を管状に成形し、その突合せ部を溶接し、その後拡管を行うことを特徴とする変形能ならびに低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
【請求項９】
前記突合せ部を溶接した際の溶接金属が質量％で、
Ｃ：０.０１〜０.１０％、
Ｓｉ：０.０１〜０.４０％、
Ｍｎ：１.０〜２.０％、
Ｐ：≦０.０１％、
Ｓ：≦０.０１０％、
Ｎｉ: １.３〜３.２％、
Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ :１.０〜２.５％、
Ａｌ：０.０００５〜０.１％、
Ｔｉ：０.００３〜０.０５０％、
Ｏ：０.０００１〜０.０５％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする請求項８に記載の変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
【請求項１０】
前記突合わせ部の溶接が、溶接ワイヤ−と焼成型もしくは溶融型フラックスを使用して内外面からサブマージドアーク溶接を行うことを特徴とする請求項８または９に記載の変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
【請求項１１】
前記溶接後、当該溶接部を熱処理した後、拡管することを特徴とする請求項８〜１０の何れか１項に記載の変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
【請求項１２】
前記溶接部の熱処理が、２００℃以上５００℃以下であることを特徴とする請求項１１に記載の変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、周方向において９００ＭＰａ以上の引張強さ(ＴＳ)を有する変形能および低温靱性の優れた超高強度ラインパイプ用鋼管に関するもので、天然ガス・原油輸送用ラインパイプとして広く使用できる。
【背景技術】
【０００２】
近年、原油・天然ガスの長距離輸送方法としてパイプラインの重要性がますます高まっている。現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５が設計の基本になっており、実際の使用量も圧倒的に多い。しかし、(１)高圧化による輸送効率の向上や(２)ラインパイプの外径・重量の低減による現地施工能率向上のため、より高強度のラインパイプが要望されている。これまでにＸ８０（引張強さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプの実用化がされている。また、近年では高強度ラインパイプに対するニーズが強くなってきた。超高強度ラインパイプ製造法の研究は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術（たとえば、非特許文献１、２を参照。）を基本に検討されているのに加えて、近年、Ｘ１００ラインパイプ(例えば、非特許文献３を参照。)やＸ１２０ラインパイプ(例えば、非特許文献４を参照。)の製造技術が検討されている。
【０００３】
一方、近年、ラインパイプの設計の考え方が変化している。従来は、応力を一定にしたパイプラインの設計(ｓｔｒｅｓｓ  ｂａｓｅｄ  ｄｅｓｉｇｎ)であったが、最近は、パイプラインにひずみが加わっても鋼管の円周溶接部が破壊しないような、あるいは鋼管自体が座屈しないような設計(ｓｔｒａｉｎ  ｂａｓｅｄ  ｄｅｓｉｇｎ)を取り入れている。これまで、Ｘ１２０の高強度ラインパイプについては、母材の低温靭性や溶接熱影響部の靱性を確保するような材料設計を確保するための化学成分や製造条件について検討されていた(例えば、非特許文献５を参照。)。しかしながら、ｓｔｒａｉｎ  ｂａｓｅｄ  ｄｅｓｉｇｎの場合には、母材の変形能あるいは、鋼管の塗装後の変形能も要求される。これに関する課題が解決できないとｓｔｒａｉｎ  ｂａｓｅｄ  ｄｅｓｉｇｎ用のＸ１２０ラインパイプ鋼管の製造は不可能である。パイプラインの超高強度化は母材の強度・低温靱性バランスや、溶接金属および溶接熱影響部(ＨＡＺ)靱性、現地溶接性、継手軟化、バースト試験による管体破断などを確保しながら、かつ母材の変形能に優れた鋼管を製造するための製造条件を多く抱えており、これらを克服した超高強度厚肉ラインパイプ（Ｘ１００超）の開発が要望されている。
【非特許文献１】ＮＫＫ技報Ｎｏ．１３８(１９９２) ，ｐｐ２４-３１
【非特許文献２】Ｔｈｅ  ７ｔｈ  Ｏｆｆｓｈｏｒｅ  Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ  ａｎｄ  Ａｒｃｔｉｃ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ (１９８８)， Ｖｏｌｕｍｅ  Ｖ，ｐｐ１７９-１８５
【非特許文献３】新日鐵技報Ｎｏ．３８０(２００４)，ｐｐ７６-８１
【非特許文献４】新日鐵技報Ｎｏ．３８０(２００４)，ｐｐ７０-７５
【非特許文献５】新日鐵技報Ｎｏ．３８０(２００４)，ｐｐ７０-７５
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は母材の強度、低温靱性および変形能が優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１２０以上）の超高強度ラインパイプ鋼板および鋼管の製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者らは、引張強さが９００ＭＰａ以上で、かつ低温靱性の優れた超高強度鋼板および鋼管を得るための鋼板および鋼管の製造が満足すべき条件について鋭意研究を行い、新しい超高強度ラインパイプおよびその製造方法を発明するに至った。本発明の要旨は以下のとおりである。
(１) 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ：≦０．０１％、
Ｓ：≦０．００３０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
Ｎｂ：０．０００１〜０．２％、
Ａｌ：０．０００５〜０．０３％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を加熱し、熱間圧延を施し、（γ／α変態開始温度−５０）（℃）以上γ／α変態開始温度（℃）未満の温度範囲にて水冷した後、再加熱し、その後水冷することを特徴とする変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
(２)前記鋼成分が更に質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０５０％、
Ｔａ：０．００１〜０．０５０％
のうち１種または２種以上を含有する(１)に記載の変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
(３)前記鋼成分が更に質量％で、
Ｍｇ：０.０００１〜０.０１０％、
Ｃａ：０.０００１〜０.００５％、
ＲＥＭ：０.０００１〜０.００５％、
Ｙ：０.０００１〜０.００５％、
Ｈｆ：０.０００１〜０.００５％、
Ｒｅ：０.０００１〜０.００５％、
Ｗ：０.０００１〜０.００５％
のうち１種または２種以上を含有する(１)または(２)に記載の変形能ならびに低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
(４)前記熱間圧延後の水冷が１℃／ｓ以上の冷却速度であることを特徴とする(１)〜(３) の何れか１項に記載の変形能ならびに低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
(５)前記再加熱後、冷却速度が１℃／ｓ以上であることを特徴とする(１)〜(４) の何れか１項に記載の変形能ならびに低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
(６)前記再加熱後、１秒以上に保持することを特徴とする(１)〜(５) の何れか１項に記載の変形能ならびに低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
(７)前記加熱温度を１０００℃以上とし、且つ、未再結晶温度域での圧下比を３以上で、熱間圧延することを特徴とする(１)〜(６) の何れか１項に記載の変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
(８)(１)〜(７) の何れか１項に記載の製造方法によって製造された鋼板を管状に成形し、その突合せ部を溶接し、その後拡管を行うことを特徴とする変形能ならびに低温靭性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
(９)前記突合せ部を溶接した際の溶接金属が質量％で、
Ｃ：０.０１〜０.１０％、
Ｓｉ：０.０１〜０.４０％、
Ｍｎ：１.０〜２.０％、
Ｐ：≦０.０１％、
Ｓ：≦０.０１０％、
Ｎｉ: １.３〜３.２％、
Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ :１.０〜２.５％、
Ａｌ：０.０００５〜０.１％、
Ｔｉ：０.００３〜０.０５０％、
Ｏ：０.０００１〜０.０５％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする(８)に記載の変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
(１０)前記突合わせ部の溶接が、溶接ワイヤ−と焼成型もしくは溶融型フラックスを使用して内外面からサブマージドアーク溶接を行うことを特徴とする(８) または(９)に記載の変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
(１１)前記溶接後、当該溶接部を熱処理した後、拡管することを特徴とする(８)〜(１０) の何れか１項に記載の変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
(１２)前記溶接部の熱処理が、２００℃以上５００℃以下であることを特徴とする(１１)に記載の変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【０００６】
本発明の化学成分および製造方法に限定し、圧延水冷後、（γ／α変態開始点−５０）（℃）以上γ／α変態開始温度（℃）未満に水冷停止する。その後再びγ／α変態開始点以上に加熱、保持後水冷する。この効果により強度、低温靭性ならびにひずみ時効前後の変形能を良好にすることが可能である。その結果、ラインパイプに対する安全性が大幅に向上する。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００７】
以下、本発明の内容について詳細に説明する。
本発明は９００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する低温靱性の優れた超高強度ラインパイプに関する発明である。この強度水準の超高強度ラインパイプでは、従来主流であるＸ６５と較べて約２倍の圧力に耐えるため、同じサイズで約２倍のガスを輸送することが可能になる。Ｘ６５の場合は圧力を高めるためには肉厚を厚くする必要があり、材料費、輸送費、現地溶接施工費が高くなってパイプライン敷設費が大幅に上昇する。これが９００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する低温靱性の優れた超高強度ラインパイプが必要とされる理由である。一方、高強度になると急激に鋼管の製造が困難になる。特にｓｔｒａｉｎ  ｂａｓｅｄ  ｄｅｓｉｇｎを要求された時は、母材の強度・低温靭性バランス、シーム溶接部の靭性に加えて、ひずみ時効後の変形能も含めた目標特性を得るための製造条件を得ることが必要である。しかしながら、これらすべての特性を満足させることは、非常に困難である。
【０００８】
母材の強度・低温靭性バランスを確保しつつ、母材のひずみ時効前後における変形能、シーム溶接部の靭性を満足するために発明者ら鋭意研究を行った結果、Ｃ量を０.０６％以下に抑えた鋼がもっとも有利な成分系であることがわかった。
図１に、シーム熱影響部靭性に及ぼすＣ量の影響を示す。Ｃ量を０.０６％以下にするとシーム熱影響部の靭性が容易に向上できることがわかる。従い、０.０６％以下のＣ量を有する鋼とした。さらに溶接部熱影響部に３００から５００℃の熱処理を加えると、溶接熱影響部の靭性が大幅に向上することが明らかとなった。
【０００９】
次に、母材の低温靭性について述べる。これまでは、高強度鋼の母材の低温靭性を確保するには、下部ベイナイト主体の組織を作りこめばよかったが、下部ベイナイト組織の場合には、母材の変形能、特にひずみ時効後の変形能が劣ることが明らかとなった。ひずみ時効後の変形能を良好にするためにはフェライト・ベイナイト(一部マルテンサイトを含む)２相組織鋼を作りこめばよいことは知られている。かつ９００ＭＰａ以上の高強度鋼における２相組織鋼を作りこむことは非常に困難であった。この高強度鋼での２相組織を作りこみかつ、低温靭性を満足するための条件について、本発明者らが鋭意研究を行って、調査した結果、以下のことが明らかとなった。
【００１０】
未再結晶オーステナイト温度域にて、圧延を終了した後、水冷し、γ／α変態開始点未満でかつ、その温度から５０℃以下の範囲の温度にて水冷を停止させたあと、再加熱保持し、その後水冷すると、非常に均一微細な２相組織を作りこむことに成功した。均一微細な２相組織鋼の場合には、低温靭性をも非常に良好であることが明らかとなった。このγ／α変態開始点以上の温度にて水冷を停止させて、その温度以上に保持すると、非常に均一な２相組織が創製した理由を筆者らは次のように考察している。
【００１１】
通常圧延後、直ちに冷却する場合には、ベイナイト・マルテンサイト変態が生じて、α変態(フェライト変態)は生じない。これに対して、γ／α変態が生じた組織を、再加熱すると、α変態が大幅に促進することが明らかになった。このα変態４０〜６０％程度まで進行した後に、水冷すると、約半分のα相と残り半分のマルテンサイト相の２相になることが実験より明らかとなった。しかもこの組織は非常に均一で、低温靭性にも優れることが明らかとなった。圧延後水冷を開始して、γ／α変態開始点以上にとめた後、再び加熱すると、γ／α駆動力があがるので、温度が高ければ高いほど駆動力はあがる。その場合、保持温度は多くの時間を必要としないことになる。
【００１２】
以下、本発明の母材および溶接熱影響部成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な下限として０．０３％以上の添加が必要であるが、０．０８％を越える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靱性の低下を招くので、その上限を０．０８％とした。望ましくは、０．０３〜０．０７％の範囲である。
【００１３】
Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０１％以上の添加が必要であるが、０．５％を越えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそれを上限とする。
【００１４】
Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度および靱性の確保に必要な元素であるが、２．５％を越えるとＨＡＺ靱性を著しく阻害するが、逆に１．５％未満では、母材の強度確保が困難になるために、その範囲を１．５〜２．５％とする。
【００１５】
Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であり、０．０１％を越えて含有すると鋼材の母材だけでなくＨＡＺの靱性を著しく阻害するのでその含有される上限を０．０１％とした。
【００１６】
Ｓ：Ｓは０．００３０％を越えて過剰に添加されると粗大な硫化物の生成の原因となり、靱性を阻害するので、上限を０．００３％とした。
【００１７】
Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要になるが、１．５％を越えた多量の添加は必要以上の強化とともに、靱性の著しい低下をもたらすために、その範囲を０．０１〜１．５％とする。
【００１８】
Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以下の添加ではその効果がなく、０．２０％を越える添加では、靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．２０％とする。
【００１９】
Ａｌ：Ａｌは通常脱酸材として添加されるが、本発明においては、０．０３％越えて添加されるとＴｉ主体の酸化物が生成できないので、これを上限とする。また、溶鋼中の酸素量低減のために０．０００５％は必要であり、これを下限とした。
【００２０】
Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸材として、さらには窒化物形成元素として、結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすために、その上限を０．０３０％にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．００３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜０．０３０％とする。
【００２１】
なお、本発明においては、強度および靱性を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔａの中で、１種または２種以上の元素を添加することができる。
【００２２】
Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果がなく、１．５％を越えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくする。従って、その含有量を０．０５〜１．５％とする。
【００２３】
Ｎｉ：Ｎｉは、靱性および強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要であるが、５．０％超の添加では溶接性が低下するために、その上限を５．０％とする。
【００２４】
Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向上させるために、０．０２％以上の添加が有効であるが、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさせ、靱性を低下させる。従って、その上限を１．５％とする。
【００２５】
Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０１％以下の添加ではその効果がなく、０．１０％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０１〜０．１０％以下とする。
【００２６】
Ｂ：Ｂは一般に、固溶すると焼入れ性を増加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。従って、０．０００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の添加は、靭性の低下を招くために、その上限を０．００３０％とする。
【００２７】
Ｚｒ、Ｔａ：ＺｒとＴａもＮｂと同様に炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以下の添加ではその効果がなく、０．０５０％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．０５０％以下とする。
【００２８】
更にＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｗ、Ｒｅを添加することができる。なお、ＲＥＭとはＬａ、Ｃｅ等の希土類元素のことである。
Ｍｇ：Ｍｇは本発明の主たる合金元素であり、主に脱酸材として添加されるが、０．０１０％を越えて添加されると、粗大な酸化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低下をもたらす。しかしながら、０．０００１％未満の添加では、粒内変態およびピニング粒子として必要な酸化物の生成が十分に期待できなくなるため、その添加範囲を０．０００１〜０．０１０％と限定する。
【００２９】
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｗ、Ｒｅ：Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、ＷおよびＲｅは硫化物を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｗ、Ｒｅはともに０．０００１％未満では、この効果が得られないので下限値を０．０００１％にした。逆に、０．００５０％を越えると、Ｃａ及びＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｗ、Ｒｅの酸化物個数が増加し、超微細なＭｇ含有酸化物の個数が低下するため、その上限を０．００５０％とする。
【００３０】
上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造などをへて厚板加熱、圧延を施される。この場合、加熱温度はＡＣ３以上に加熱し、再結晶域での圧下比を２以上に、未再結晶域での圧下比を３以上にすれば、平均旧オーステナイト粒径は２０μｍ以下になる。その後、圧延終了後水冷を実施するが、水冷停止温度をγ／α変態点以上にした後、その後再び加熱保持した後、水冷する必要がある。
【００３１】
厚板の鋳片再加熱温度は、１０００℃以上にする必要がある。再加熱温度が高くなりすぎると、加熱γ粒の粗大化が生じるので、最大加熱温度を１２５０℃以下にすることが好ましい。
【００３２】
再結晶域での圧下比については、圧下比が２未満であると十分な再結晶が生じてくれないので圧下比を２以上とした。
未再結晶域での圧下比を３以上にすれば、平均旧オーステナイト粒径は２０μｍ以下になるので、圧下比を３以上とした。好ましくは４以上にするとさらに平均オーステナイト粒径は１０μｍ以下にする。
【００３３】
水冷開始温度については、オーステナイト域から水冷する必要がある。すなわち、Ａｅ３点以上から冷却する。γ／α変態が生じると、水冷停止後に不均一な組織が生じるので、低温靭性を劣化させるために、水冷開始温度はオーステナイト温度域以上で行う。
水冷停止温度については、γ／α変態点から５０℃低下した温度以上、γ／α変態開始点までの温度にて終了させる。γ／α変態点以上では、フェライト変態(α変態)が促進しないので、γ／α変態点未満とした。γ／α変態点から５０℃以上低下した温度では、ベイナイト、マルテンサイト変態が多く生成するので、下限をγ／α変態点から５０℃まで低下する温度（（γ／α変態開始温度―５０）℃）とした。
【００３４】
水冷停止後の再加熱温度については、γ／α変態点以上とする。再加熱温度の上限は９００℃とした。９００℃超では、α変態した組織が完全にオーステナイトに逆変態するので、上限を９００℃とした。
【００３５】
保持時間については、１秒以上、１０分以下とした。１秒未満では、保持時間が短く、α変態が十分促進されない。好ましくは３０秒以上がよい。一方、１０分を越えると、α変態率が多くなりすぎて、均一な微細２相組織が得られないことから、１秒以上、１０分以下とした。
【００３６】
再加熱後の水冷速度については、γ／α変態終了温度までの冷却速度が１℃／ｓ以上となるようにした。１℃／ｓ未満では、９００ＭＰａ以上の強度が得られないために、冷却速度を１℃／ｓ以上とした。
【００３７】
溶接に使用するワイヤーは、母材による成分の希釈を考慮し、溶接金属の成分組成を後述する範囲とするために、以下の成分とすることが好ましい。即ち、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｉ：２．０〜８．５％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成である。溶接に使用するフラックスは溶融フラックスもしくは焼結フラックスのどちらかを使用する。
【００３８】
上記鋼板を管状に成形し、その突合せ部を内外面から溶接し、その後拡管としてラインパイプ鋼管とする。この内外面から溶接した場所を溶接金属と呼ぶ。
【００３９】
以下、溶接金属の成分の限定理由について述べる。
Ｃ量は０.０１〜０.１０％に限定する。Ｃは鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織において目標とする強度を得るためには、最低０.０１％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると溶接低温割れが発生しやすくなり、現地溶接部とシーム溶接が交わるいわゆるＴクロス部のＨＡＺ最高硬さの上昇を招くので、その上限を０.１０％とした。望ましくは、上限値は０.０５％がよい。
【００４０】
Ｓｉはブローホール防止のために０.０１％以上は必要であるが、含有量が多いと低温靱性を著しく劣化させるので、上限を０.４％とした。特に、内外面溶接や多層溶接を行う場合、再熱部の低温靱性を劣化させる。
【００４１】
Ｍｎは優れた強度・低温靱性のバランスを確保する上で不可欠な元素であり、また、粒内ベイナイトを生成させる介在物としても不可欠な元素である。その下限は１.０％である。しかし、Ｍｎが多すぎると偏析が助長され、低温靱性を劣化させるだけでなく、溶接材料の製造も困難になるので、上限を２.０％とした。
【００４２】
Ｐは靱性に影響を与える元素であり、０．０１％を越えて含有すると溶接金属の靱性を著しく阻害するのでその含有される上限を０．０１％とした。
【００４３】
Ｓは０．０１０％を越えて過剰に添加されると粗大な硫化物の生成の原因となり、靱性を阻害するので、上限を０．０１０％とした。
【００４４】
Ｎｉを添加する目的は焼き入れ性を高めて強度を確保し、さらに、低温靱性を向上させるためである。１.３％では目標の強度・低温靱性を得ることが難しい。一方、含有量が多すぎると高温割れの危険があるため上限は３.２％とした。
【００４５】
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの効果の違いを厳密には区別することはできないが、いずれも焼き入れ性を高め、高強度を得るために添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの合計（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）が１.０％未満では効果が十分でなく、多量に添加すると低温靭性が劣化するため上限を２.５％とした。
【００４６】
Ａｌは通常脱酸材として添加されるが、本発明においては、０．１％を超えて添加されるとＴｉ主体の酸化物が生成できないので、これを上限とする。また、溶鋼中の酸素量低減のために０．０００５％は必要であり、これを下限とした。
【００４７】
Ｔｉは粒内ベイナイトを生成させる介在物の主成分として不可欠であり、その下限は０.００３％である。Ｔｉが多すぎるとＴｉの炭化物が多く生成し、低温靱性を劣化させるので上限を０.０５％にした。
【００４８】
ＯはＴｉ含有酸化物を生成させるための必須元素である。鋼中に最終的に残存する酸素量としては、０．０００１％未満では酸化物の個数が十分とはならないために、０．０００１％を下限値とする。一方、０．０５０％を超えて残存した場合は、粗大な酸化物が多くなり、溶接金属部の靭性の低下をもたらす。従って、上限値を０．０５０％とした。
【００４９】
溶接金属には、その他に溶接時の精錬・凝固を良好に行わせるために必要に応じて添加させたＡｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等の元素を含有する場合がある。なお、粒内ベイナイト生成のためにＴｉの酸化物を生成する必要があり、Ａｌは出来る限り低い方が望ましい。さらに、低温靱性の劣化、低温割れ感受性の低減のためにはＰ，Ｓ量は低い方が望ましい。
【００５０】
次に、溶接金属の組織について規定する溶接金属強度の引張り強度が９００ＭＰａ以上にするには組織をベイナイト・マルテンサイト分率が８０％以上でなければならない。さらに溶接金属の低温靱性を良好にするには粒内ベイナイト分率が多ければ多い方が好ましく、５０％以上にした方がよい。
【００５１】
最後に鋼管の熱処理条件について記す。溶接後拡管前に、溶接部を２００℃以上５００℃以下の温度にて加熱すると、旧オーステナイト粒界に沿って生成した粗大なMAが微細なセメンタイトに分解する。２００℃未満では、粗大なＭＡがセメンタイトに分解しないので、下限値を２００℃とした。また、５００℃を超えて溶接部を熱処理すると、溶接金属部の靭性が劣化するので、上限を５００℃とした。
【００５２】
鋼管の周方向の引張強度を９００ＭＰａ以上とし、良好な靭性を確保するためには、母材及び溶接金属の成分組成から計算される炭素当量Ｃｅｑ、焼入れ性指標Ｐｃｍの何れか一方又は双方を適当な範囲とすることが好ましい。
【００５３】
炭素当量Ｃｅｑは、下記式（１）よって計算され、母材は０．３０〜０．７０の範囲、溶接金属では、０．８〜１．２であることが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５  ・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、各元素の含有量［質量％］である。
【００５４】
また、焼入れ性指標Ｐｃｍは下記式（２）によって計算され、母材では０．１５０〜０．２５０の範囲、溶接金属では、０．３００〜０．４００であることが好ましい。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ                                                        ・・・（２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。  
【実施例】
【００５５】
次に、本発明の実施例について述べる。
表１の化学成分を有する２４０ｍｍの厚みを有する鋼片を１１００〜１２１０℃に加熱した後に７０〜１００ｍｍまで９５０℃以上の再結晶温度で熱間圧延を行った。さらに１２〜２５ｍｍ厚まで８８０℃から７５０℃の温度範囲で未再結晶域での熱間圧延を行った。その後、６５０℃から７５０℃で水冷を開始し、（γ／α変態開始温度−５０）（℃）以上の温度で水冷を停止させた。その後、再びγ／α変態点以上、９００℃までの再加熱を行い、その後１℃／ｓ以上の冷却速度にて冷却した。尚、表１には、炭素当量Ｃｅｑと、焼入れ性指標Ｐｃｍを併せて示す。
【００５６】
【表１】
2009084599.tif 000002
【００５７】
次に、この鋼板を成形、溶接して鋼管とした。シーム溶接入熱は２.０〜５.０ｋＪ／ｍｍの条件にて実施した。鋼板の引っ張り試験は鋼管のシーム溶接部を０時として３時の位置からＬ方向に採取したサンプルを用いた。また、この鋼管を２４０℃に熱処理(保持時間５分後空冷)をしてから同じ位置からサンプルを採取し、引張り試験を行った。また、鋼板のシャルピー試験とＤＷＴＴ試験を実施した。さらに、溶接金属靱性(試験片採取位置は溶接金属１／２t部の中心部より採取)およびＨＡＺ靭性（試験片採取位置はＦＬ＋１ｍｍ）を評価した。
母材の圧延条件を表２に示す。評価結果を表３に示す。
【００５８】
【表２】
2009084599.tif 000003
【００５９】
【表３】
2009084599.tif 000004
【００６０】
鋼１〜２２は本発明の例を示す。表３から明らかなように、これらの鋼板はいずれの化学成分、圧延条件、溶接入熱ともすべて、引張強度は９００ＭＰａ以上、-３０℃のシャルピーエネルギーは２００J以上、ＤＷＴＴ破面率は７５％以上、溶接熱影響部靭性は５０J以上、ひずみ時効前後における降伏比は９３％以下を満足している。それに対し、鋼２３〜３８は本発明方法から逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼２４、２５、２６、２７、２８、２９、３１は基本成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の要件を越えて添加されている例であり、元素が過剰に添加された事により、シャルピーエネルギー、ＤＷＴＴ破面率、溶接熱影響部靱性、ひずみ時効前後の降伏比の劣化が助長されたものである。一方、鋼２３，３０は基本成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の要件を満たしていない例であり、元素が添加されていない事により強度が満足しないものである。
【００６１】
鋼３２〜３８は圧延条件の内いずれかの条件が、発明の要件を越えて行われている例であり、シャルピーエネルギー、ＤＷＴＴ破面率、溶接熱影響部靱性、ひずみ時効前後の降伏比の劣化が助長されたものである。
【００６２】
続いて、これらの溶接金属の化学成分(ｗｔ％)について、溶接金属靱性、溶接金属強度を測定した結果を表４に示す。
【００６３】
【表４】
2009084599.tif 000005
【００６４】
溶接金属靭性については表４からわかるように、溶接金属１〜１４は本発明例であり、これらの溶接金属は、いずれの入熱ともすべて-４０℃シャルピー吸収エネルギーは５０Jを超える高い靭性値を示している。それに対し、溶接金属１５〜２５は本発明方法から逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼１６〜２０、２２、２４、２５は基本成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の要件を越えて添加されている例であり、元素が過剰に添加された事により中入熱における溶接金属靱性の劣化が助長されたものである。一方、鋼１５、２１、２３は基本成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の用件を満たしていない例であり、元素が添加されていない事により溶接金属強度が満足しないものである。
【図面の簡単な説明】
【００６５】
【図１】図１は、シーム熱影響部靭性に及ぼすＣ量の影響を示す図である。
【図１】
2009084599.tif 000006