(57)【要約】  管周方向の強度が７５０ＭＰａ以上、９００Ｍｐａ以下の超高強度を有し、母材と熱影響部の靱性と継ぎ手破壊特性に優れ、周溶接性も良好なラインパイプ用のＵＯＥ鋼管が、Ｃ：０.０３〜０.０８％、Ｍｎ：１.７０〜２.２％、Ｓ：０.００２０％以下、Ｔｉ：０.００５〜０.０２５％、Ｎ：０.００５０％以下を含み、下記に規定されるカーボン当量（Ｃｅｑ）が０.５０％以上、溶接割れ感受性指数（Ｐｃｍ）が０.２４％以下の組成を持ち、熱間圧延後の水冷停止温度を３５０℃以上とした熱間圧延鋼板から製造される：Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ。【特許請求の範囲】
【請求項１】
母材化学組成が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０８％、Ｍｎ：１.７０〜２.２％、Ｓ：０.００２０％以下、Ｔｉ：０.００５〜０.０２５％、Ｎ：０.００５０％以下、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記に定義されるカーボン当量（Ｃｅｑ）が０.５０％以上および溶接割れ感受性指数（Ｐｃｍ）が０.２４％以下で、管周方向強度が７５０ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以下である、ＵＯＥ鋼管：
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５；
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ；
Ｃｅｑ＝カーボン当量、Ｐｃｍ＝溶接割れ感受性指数、式中の各元素記号はその元素の質量％での含有量を意味する。
【請求項２】
前記母材化学組成が、質量％で、下記の（ｉ）ないし（ｉｖ）から選ばれた少なくとも１種の元素をさらに含む請求項１に記載のＵＯＥ鋼管：
（ｉ）Ｓｉ：０.０５〜０.５０％及びＡｌ：０.０６％以下の１種または２種、
（ｉｉ）Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：２.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｎｂ：０.１％以下およびＶ：０.１％以下の１種または２種以上、
（ｉｉｉ）Ｍｏ：１.０％以下、
（ｉｖ）Ｃａ：０.００５％以下。
【請求項３】
母材化学組成が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０８％、Ｍｎ：１.７０〜２.２％、Ｓ：０.００２０％以下、Ｔｉ：０.００５〜０.０２５％、Ｎ：０.００５０％以下、場合により下記(ｉ)ないし(ｉｖ)から選ばれた少なくとも１種の元素をさらに含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板を熱間圧延後、水冷停止温度を３５０℃以上として水冷を行い、得られた鋼板にＵプレスおよびＯプレスを行い、そして溶接と拡管とを経てＵＯＥ鋼管を得ることからなる、下記で定義されるカーボン当量（Ｃｅｑ）が０.５０％以上および溶接割れ感受性指数（Ｐｃｍ）が０.２４％以下で、管周方向強度が７５０ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以下であるＵＯＥ鋼管の製造方法：
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５；
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ；
Ｃｅｑ＝カーボン当量、Ｐｃｍ＝溶接割れ感受性指数、式中の元素記号はその元素の質量％での含有量を意味する、
（ｉ）Ｓｉ：０.０５〜０.５０％及びＡｌ：０.０６％以下の１種又は２種、
（ｉｉ）Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：２.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｎｂ：０.１％以下およびＶ：０.１％以下の１種または２種以上、
（ｉｉｉ）Ｍｏ：１.０％以下、
（ｉｖ）Ｃａ：０.００５％以下。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、管周方向強度（ＴＳ）が７５０ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以下である、強度・靱性バランスに優れ、耐継ぎ手破壊特性にも優れた超高強度ＵＯＥ鋼管とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年パイプラインのコストダウンの要望が大きく、製造技術の進歩を背景に、パイプラインとして敷設する鋼管そのものの高強度化を図るという傾向が強くなってきている。従来、米国石油協会（ＡＰＩ）ではＸ８０グレードの鋼種までが規格化され、実際にパイプラインに適用されている。【０００３】
現在は更に強度の高いＸ１００グレード（管周方向強度≧７５０ＭＰａ相当）の規格化および実用化の検討が推進されている。そのような超高強度鋼を実際にパイプライン用の鋼管に適用する際には、破壊安全性を考慮に入れ、従来鋼で実現されているレベルに比較してかなり高いレベルの靱性が要求される。従って、超高強度と超高靱性を両立し得る鋼管とそれを製造できる母材鋼が求められている。【０００４】
特開平８−２０９２９０号公報および特開平８−２０９２９１号公報には、高Ｍｎ＋高Ｍｏ系成分を含有する高強度鋼管が開示されており、前者には焼き戻し処理を施すこと、後者には２相域圧延を実施することがそれぞれ開示されている。【０００５】
特開平９−３１５３６号公報も同様にＭｎ＋高Ｍｏ系成分を有する高強度鋼管を開示しているが、そこに開示されているのは、母材強度が９５０ＭＰａ以上のＸ１２０グレード相当の超高強度鋼管である。特開２０００−１９９０３６号公報には、鋼管強度が９００ＭＰａ以上の超高強度鋼管が開示されている。特開平８−１９９１９２号公報も高強度鋼管を開示するが、この鋼管では、母材組織のマルテンサイト分率が９０％以上であり、実施例においても母材強度９００ＭＰａ以上の超高強度鋼が使用されている。【０００６】
ここで、鋼管強度と母材鋼強度とは同じであり、また鋼管強度は管周方向で測定した結果、すなわち、管周方向強度である。
【発明の開示】
【０００７】
しかし、上述した従来技術は、いずれも強度の確保を主に意図しており、母材の靱性および継ぎ手熱影響部（ＨＡＺ）の靱性については十分に開示していない。Ｘ８０グレード超の高強度鋼で特に要求される、バランスのとれた強度・靱性特性と耐継ぎ手破壊特性とを十分に満足する高強度鋼はこれまでに存在しなかった。実際、上記の各特許文献には、本発明が対象としている強度範囲での継ぎ手破壊特性および靱性の両方に関しては何も言及していない。
【０００８】
本発明によれば、ＵＯＥ鋼管における耐継ぎ手破壊特性を向上させるため、カーボン当量（Ｃｅｑ）を従来は適用されていなかった高い範囲にする。これにより、サブマージ溶接を行うＵＯＥ鋼管に固有の現象である、溶接時のＨＡＺ軟化を格段に低減させることができる。
【０００９】
一方、パイプラインが現地で敷設される際の周溶接性を考慮すると、低い溶接割れ感受性指数（Ｐｃｍ）を実現できるバランスのとれた成分設計が求められる。
さらに、高強度鋼になるに従って、ＨＡＺおよび母材の靱性の要求レベルも高くなる。この点に関しては、特にＨＡＺ靱性の向上にはＴｉおよびＮの低減が必須であり、同時に母材靱性の向上にはＳの低減が必要である。
【００１０】
以上の点を考慮した成分設計により強度レベルを７５０ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以下（Ｘ１００グレード相当）にコントロールしたＵＯＥ鋼管を作製したところ、非常に良好な耐継ぎ手破壊特性および靱性を有することを見出した。その際に、熱間圧延後の水冷の冷却停止温度を３５０℃以上にすると、Ｘ１００グレードに要求される１５０Ｊという非常に高い耐破壊靱性値を満足できることも確認した。
【００１１】
１側面において、本発明は、母材化学組成が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０８％、Ｍｎ：１.７０〜２.２％、Ｓ：０.００２０％以下、Ｔｉ：０.００５〜０.０２５％、Ｎ：０.００５０％以下、場合により下記(ｉ)ないし(ｉｖ)から選ばれた少なくとも１種の元素をさらに含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記に定義されるカーボン当量（Ｃｅｑ）が０.５０％以上、溶接割れ感受性指数（Ｐｃｍ）が０.２４％以下であって、管周方向強度が７５０ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以下である、ＵＯＥ鋼管である：
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５、
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ、
Ｃｅｑ＝カーボン当量、Ｐｃｍ＝溶接割れ感受性指数、式中の各元素記号はその元素の質量％での含有量を意味する、
（ｉ）Ｓｉ：０.０５〜０.５０％及びＡｌ：０.０６％以下の１種または２種、
（ｉｉ）Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：２.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｎｂ：０.１％以下およびＶ：０.１％以下の１種または２種以上、
（ｉｉｉ）Ｍｏ：１.０％以下、
（ｉｖ）Ｃａ：０.００５％以下。
【００１２】
本発明のＵＯＥ鋼管には、母材および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上となる破壊靱性を示すことが求められる。
別の側面からは、本発明は、上記化学組成を有する鋼板を熱間圧延後、水冷停止温度を３５０℃以上として水冷を行い、得られた鋼板にＵプレスおよびＯプレスを行い、さらに溶接と拡管とを経てＵＯＥ鋼管を得ることからなる、上記カーボン当量（Ｃｅｑ）が０.５０％以上、溶接割れ感受性指数（Ｐｃｍ）が０.２４％以下で、管周方向強度が７５０ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以下であるＵＯＥ鋼管の製造方法である。ＵＯＥ鋼管の溶接は、常法に従って、サブマージ(アーク)溶接により行われる。
【００１３】
本発明によれば、高カーボン当量（Ｃｅｑ）で７５０ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以下の強度にコントロールした鋼管を製造することにより、サブマージ溶接を行うＵＯＥ鋼管に固有の、継ぎ手のＨＡＺ軟化が低減され、ＵＯＥ鋼管の耐継ぎ手破壊特性が著しく改善される。一方、Ｓ、Ｔｉ、Ｎの含有量の低減により、母材とＨＡＺの靱性を確保することができる。
【００１４】
本発明に係るＵＯＥ鋼管は、従来のＸ８０グレード以下のＵＯＥ鋼管と同じ条件で製造できることから、従来のＵＯＥ鋼管と同等の生産性を維持しつつ、超高強度のＵＯＥ鋼管を製造することができる。従って、超高強度ＵＯＥ鋼管の製造コストを著しく低減することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】鋼中Ｓ含有量と母材の靱性（−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー）との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
ＡＰＩ規格でも規定されていない超高強度鋼を実際のパイプラインに適用するためには、（１）破壊安全性と（２）周溶接性とを考慮に入れた上で、敷設される環境に合わせた性能を有するパイプを提供しなければいけない。【００１７】
特に天然ガスやオイルを輸送する長距離パイプラインで、破壊が発生すると大事故につながる。破壊の形態には脆性破壊と延性破壊がある。脆性破壊では、５００ｍ／ｓｅｃ以上の超高速で破壊が伝播するのに対し、延性破壊での破壊伝播速度は３００ｍ／ｓｅｃ以下と小さい。従って、鋼管を実際のパイプラインに適用するためには、母材が使用環境で延性破壊となるような靱性を有していることが大前提である。【００１８】
更に、靱性の要求レベルに関しては、ＨＬＰ委員会（日本の破壊研究機関）が提唱しているように、高速延性破壊が発生した場合であっても、その破壊の伝播をある一定距離以内で阻止するために、高強度鋼になるにつれて、より高い破壊靱性値が必要となる。必要とされる破壊靱性値（−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー）は、強度のグレード、鋼管のサイズおよび内部圧力等にも依存するが、Ｘ１００グレード鋼においては、一般鋼（ＡＰＩＸ７０グレード以下）で要求されている４０〜５０Ｊではなく、１５０Ｊ以上が要求されることとなる。従って、Ｘｌ００グレード鋼では、高強度とともに、そのように高い破壊靱性値が要求される。【００１９】
破壊安全性に関しては、管周方向に力を加えた場合の破断位置で評価することができる。その破断位置は、母材、溶接金属部および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の３種類に大別される。母材で破断した場合、上述の通り、靱性を十分確保していれば延性破壊となる。溶接金属部で破断した場合は、延性破壊となるケースもあるが、脆性破壊を引き起こすケースが大半を占める。従って、溶接金属部での破断は絶対に防ぐ必要がある。一般に、溶接金属の強度を母材以上とする（オーバーマッチにする）ことによって溶接金属部での破断を防止している。ＨＡＺでの破断は特に７００ＭＰａ以上の高強度鋼で見られる現象である。【００２０】
本発明にかかる鋼は、特にこのＨＡＺ破断の防止に大きな効果がある。ＨＡＺ破断を防止する手段として考えられるのは次の通りである：
（１）溶接金属部の強度を母材強度以上にする（オーバーマッチを確保する）、
（２）ＨＡＺの面積を小さくするために溶接入熱を極力小さくする、
（３）ＨＡＺの強度を高くする、
（４）溶接部形状のコントロール、つまり溶接トウ部での応力集中を低減する。【００２１】
本発明では、ＨＡＺの強度を確保するため、Ｃｅｑを高くする。ＨＡＺ部は、熱影響により一度溶融して再凝固もしくは変態した組織である。ＨＡＺの強度を上昇させるには、成分をリッチにする（ＣｅｑとＰｃｍをともに増大させる）か、入熱を低下させることが効果的である。入熱は溶接部形状を確保でき得る最低限の入熱に設定すればよいが、成分をリッチにすると、鋼管同士を現地で繋ぐ際の周溶接性の低下を招くという難点がある。【００２２】
本発明では、高ＣｅｑとすることでＨＡＺの軟化を抑制して高強度を確保する一方、Ｐｃｍは一定以下に制限することにより、周溶接性を良好に維持する。
ＨＡＺ靱性の確保に関しては、ＮとＴｉのコントロールも重要であり、そのバランスを最適化することにより、強度上昇に伴う靱性劣化を防止しうることが判明した。【００２３】
従来、ＴＳが７５０ＭＰａ以上の超高強度鋼に対しては、一般にＴＭＣＰ(Thermo-Mechanical Control Process)を適用し、熱間圧延後の水冷停止温度を２００℃以下（室温と報告されている例も多い）にして製造していた。これは、強度や靱性等の基本性能を確保するためである。【００２４】
本発明では、７５０ＭＰａ以上の超高強度鋼であるにもかかわらず、破壊安全性を考慮して、Ｃｅｑ≧０.５０％の成分組成で、熱間圧延後の水冷停止温度を３５０℃以上にして製造する。それにより、破壊発生時の継ぎ手部近傍破壊に加えて、高強度・高靱性の両立を達成できる。【００２５】
また、極度に低い水冷停止を採用しないことで、母材の変形能、すなわち、一様伸びを格段に上昇させることができる。従って、本発明の製造方法およびＵＯＥ鋼管は、破壊安全性の観点から非常に有効である。【００２６】
一様伸び（限界伸び率）とは、引張り試験において最高荷重にいたるまでの塑性変形量である。したがって、母材の一様伸びが大きいということは、万が一パイプラインの操業中に圧力が急上昇した場合、ＴＳまでの塑性変形量が大きく、破壊安全性が高い、ということを意味する。この点から、母材の一様伸びが５.０％以上であることが望ましい。【００２７】
図１は、Ｘ１００グレードの鋼について、Ｓと母材の靱性（−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー）との関係を示すグラフである。図１から、母材の靱性レベルは低Ｓ化により著しく改善されることが分かる。この結果から、超高強度鋼で、高い破壊靱性値が要求される場合、Ｓをコントロールすることが有効であることが判る。【００２８】
本発明では、必要とする破壊靱性値を１５０Ｊとしたため、Ｓは２０ｐｐｍ以下となる。さらに高い破壊靱性値、例えば２００Ｊ以上が要求される場合には、Ｓを１４ｐｐｍ以下とすればよい。【００２９】
本発明は、従来の製造方法では解決し得ない、継ぎ手部ＨＡＺ破断の防止および母材の高い一様伸びの確保、更にパイプライン敷設時の周溶接性能をすべて満足でき得るＵＯＥ鋼管を提供することができる。【００３０】
本発明によれば、ＡＰＩＸ８０グレード以下の通常鋼と同じ３５０℃以上の水冷停止温度としたＴＭＣＰにより製造したＵＯＥ鋼管によって、ＡＰＩＸ１００グレード相当の強度を満足させるために炭素当量（Ｃｅｑ）を０.５０％以上とし、かつ溶接割れ感受性指数（Ｐｃｍ）を０.２４％以下に抑制することにより、周溶接性を確保することができる。【００３１】
本発明における母材の化学組成は次の通りである。
Ｃ：０.０３〜０.０８％
Ｃは、強度上昇に有効な元素であり、Ｘｌ００グレードの強度を付与するために、０.０３％以上含有させる。一方、Ｃが０.０８％超では、靱性の低下が著しくなり、母材の機械的特性に悪影響を及ぼすと同時にスラブの表面傷の発生を助長する。好ましいＣ含有量は０.０３〜０.０５％である。【００３２】
Ｍｎ：１.７０〜２.２％
Ｍｎは、鋼の強化および強靱化に有効な元素であって、強度と靱性の確保のために１.７０％以上含有させる。しかし、Ｍｎが２.２％超では溶接部靱性が劣化する。好ましいＭｎ含有量は１.８〜２.０％である。【００３３】
Ｓ：０.００２０％以下
Ｓは母材の靱性確保のため制限が必要な元素の一つであり、Ｓが０.００２０％を超えると、必要とする母材の破壊靱性値を確保することができない。図１に関して説明したように、Ｓは母材に要求される破壊靱性値に応じて、例えば、０.００１４％以下というように、さらに制限してもよい。【００３４】
Ｔｉ：０.００５〜０.０２５％
Ｔｉは、ＴｉＮの生成によりＨＡＺの粒成長を抑制し、その靱性を向上させる効果がある。そのためには、少なくとも０.００５％のＴｉが必要である。一方、Ｔｉが０.０２５％を超えると、溶存Ｎ量が増加し、ＨＡＺ靱性が劣化する。好ましいＴｉ含有量は０.００５〜０.０１８％である。【００３５】
Ｎ：０.００５０％以下
Ｎは、Ｖ、Ｔｉ等と窒化物を形成して、高温強度の向上に効果ある。しかし、Ｎが０.００５０％を超えると、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと炭窒化物を形成して母材およびＨＡＺの靱性の低下を引き起こす。ＨＡＺ靱性の要求レベルが高いときには、０.００３５％以下の極低Ｎにすることが望ましい。【００３６】
上記の基本成分に加えて、母材のカーボン当量（Ｃｅｑ）および溶接割れ感受性指数（Ｐｃｍ）は、Ｘ１００グレード以上の高強度と母材およびＨＡＺの高靱性を達成するために非常に重要なファクターとなる。【００３７】
母材のＣｅｑ：０.５０％以上
水冷停止温度を３５０℃以上に設定したＴＭＣＰにおいてＸ１００グレード以上の母材強度を保証するため、母材のカーボン当量（Ｃｅｑ）を０.５０％以上とする。Ｘ１００グレード以上の母材鋼強度を確保できれば、Ｃｅｑの上限は特に制限されないが、Ｃｅｑは好ましくは０.５５％以下である。Ｃｅｑは次式で与えられる（式中の各元素記号はその元素の質量％での含有量を意味する）：
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５。【００３８】
母材のＰｃｍ：０.２４％以下
高強度でかつ周溶接時も含めて高靱性を確保するために、母材の溶接割れ感受性指数（Ｐｃｍ）が０.２４％以下となるように鋼の成分を設計する。Ｐｃｍの下限は特に規定されないが、通常は０.１６％以上である。Ｐｃｍは次式で与えられる（式中の各元素記号はその元素の質量％での含有量を意味する）：
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ。【００３９】
本発明にかかるＵＯＥ鋼管にあっては、溶接金属のＣｅｑおよびＰｃｍは特に限定しない。
なお、本明細書において、単に「Ｃｅｑ」および「Ｐｃｍ」と記載するときは、ＨＡＺを含めた母材、つまり溶接金属を除く鋼管全体でのＣｅｑおよびＰｃｍを意味する。【００４０】
本発明のＵＯＥ鋼管の管周方向強度は７５０ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以下である。これは、鋼管の強度レベルがＸ１００グレードのレベルであることを規定するものである。本発明では、上述しように成分組成を制御することにより、熱間圧延後の水冷停止温度を３５０℃以上とする、従来のより低強度のＵＯＥ鋼管と同じ方法によって、Ｘ１００グレードの超高強度ＵＯＥ鋼管が製造でき、かつ必要な母材およびＨＡＺの破壊靱性値を確保できる。【００４１】
本発明にかかるＵＯＥ鋼管の母材は、下記の（ｉ）〜（ｉｖ）の群から選択された１または２以上の任意成分をさらに含有していてもよい。
（ｉ）Ｓｉ：０.０５〜０.５０％、Ａｌ：０.０６０％以下
ＳｉおよびＡｌはいずれも脱酸作用を有し、これらの少なくとも１種を配合するのが好ましい。【００４２】
Ｓｉは、脱酸剤として以外に、鋼を強化する効果もある。Ｓｉ含有量が０.０５％未満では脱酸が不十分となる。Ｓｉが０.５％を超えると、ＨＡＺに縞状マルテンサイトが多く生成し、ＨＡＺ靱性を極度に劣化させ、鋼管の機械的性質の低下につながる。Ｓｉ含有量は、０.０５〜０.５０％の範囲内で、鋼板の板厚とのバランスを考慮して決定することができる。【００４３】
Ａｌは、Ｓｉ同様に脱酸剤として作用するが、０.０６％以下でその効果が十分に得られる。それを超えた量の添加は、現地周溶接性を劣化させる上、経済面からも望ましくない。【００４４】
（ｉｉ）Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｉ：２.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下
これらの元素は少量の添加によって焼入れ性を改善し、それに伴って各種の特性の改善に影響を及ぼす。【００４５】
Ｃｕは、固溶強化と焼入れ性増大効果による組織変化を通して、靱性を大きく損なうことなく、強度の向上を図ることができる。Ｃｕが１.０％超になると、スラブ表面庇に有害なＣｕチェッキングが発生し、それを防ぐためにスラブ低温加熱が必要となり、製造可能範囲が限定される。【００４６】
Ｎｉは、Ｃｕと同じく固溶強化と焼入れ性増大効果による組織変化を通して、靱性を大きく損なうことなく、強度の向上を図ることができる。同時に熱間曲げ加工後の母材およびＨＡＺの靱性劣化を抑制する働きがある。２.０％超のＮｉの添加は、コストが高く、実用的ではない上、現地周溶接性も劣化させる。【００４７】
Ｃｒは、Ｃｕ、Ｎｉと同じく、固溶強化と焼入れ性増大効果による組織変化を通して、靱性を大きく損なうことなく、強度の向上を図ることができるが、Ｃｒが１.０％超になると、ＨＡＺの靱性を低下させる。【００４８】
ＮｂおよびＶは、析出強化や焼入れ性増大効果による強度上昇、あるいは結晶粒微細化に伴う靱性の改善に大きな効果をもたらす。いずれも添加量が０.１％を超えると、ＨＡＺの靱性を低下させる原因となる。【００４９】
これらの１または２以上の元素を添加する場合、より好ましい含有量は、Ｃｕ：０.５０％以下、Ｎｉ：０.８０％以下、Ｃｒ：０.４０％以下、Ｎｂ：０.０６％以下、Ｖ：０.０６％以下である。【００５０】
（ｉｉｉ）Ｍｏ：１.０％以下
Ｍｏは母材・溶接部の強度上昇に有効である。Ｍｏの添加量が多すぎると、現地周溶接性やＨＡＺの靱性劣化をもたらすので、上限を１.０％とする。Ｍｏを添加する場合のより好ましい含有量は０.５０％以下である。【００５１】
（ｉｖ）Ｃａ：０.００５％以下
Ｃａは、介在物の形態制御、具体的には球状化に効果があり、水素誘起割れやラメラ亀裂を防止する。しかし、０.００５％でその効果は飽和する。【００５２】
本発明のＵＯＥ鋼管を製造するには、上述した所定の化学組成に調整した鋼片に熱間圧延を行い、仕上げ圧延終了後、水冷停止温度が３５０℃以上となるように水冷を行う。得られた熱間圧延鋼板を、慣用のＵプレスおよびＯプレスにより管体に成形し、次いで、突き合わせ部を内外面から溶接する。この溶接はサブマージアーク溶接により行われる。溶接による製管後は、拡管して真円度を高める。拡管は、メカニカル拡管または水圧拡管により行うことができる。【００５３】
本発明のＵＯＥ鋼管の製造方法においては、熱間圧延後の水冷条件を除いてＵＯＥ鋼管の製造工程に関しては特に制限はない。従来のＸ８０グレード以下のＵＯＥ鋼管の製造と同様に実施すればよい。それにもかかわらず、Ｘ１００グレード（管周方向強度が７５０ＭＰａ以上、９００ＭＰａ以下）の超高強度で、同時に耐破壊特性に優れたＵＯＥ鋼管を製造することができる。【００５４】
次に、実施例によって本発明をさらに具体的に説明するが、実施例は単に例示にすぎず、本発明を制限するものではない。
【実施例】
【００５５】
表１に示した化学成分を有する鋼スラブを、１１００〜１２００℃に加熱・保持してから、７００〜８５０℃で板厚２０ｍｍまで仕上げ圧延をした後、表１に示した水冷停止温度になるように水冷し、その後は常温まで空冷して、母材の熱間圧延鋼板を製造した。この母材鋼板を、冷間でＵプレス、次いでＯプレスにより管体に成形した。その後、突き合わせ部を慣用のサブマージアーク溶接により溶接し、さらにメカニカル拡管を行った。こうして、外径９１０ｍｍ（３６インチ）、肉厚２０ｍｍ、長さ１２００ｍｍのＵＯＥ鋼管を製造した。【００５６】
表１には、母材の強度および靱性、ならびに作製されたＵＯＥ鋼管の継ぎ手引張り特性および周溶接試験の結果も併記した。特に、母材強度と継ぎ手引張り破断位置は、本発明での効果を確認する上で重要な項目である。【００５７】
母材の靱性および強度は、溶接部とＨＡＺを含まないようにＵＯＥ鋼管から周方向に衝撃試験片（ＪＩＳ４号）および引張り試験片（ＡＳＴＭ直径６.３５ｍｍ丸棒試験片）を採取し、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ＶＥ−１０℃と表記）、引張り強さ（ＴＳ）、および一様伸び（限界伸び率）を求めた。【００５８】
継ぎ手引張り試験は、ＵＯＥ鋼管の溶接部が中央にくるように周方向に引張り試験片を採取し、余盛をつけたまま引張り試験を実施し、その強度と破断位置を確認した。また、ＵＯＥ鋼管のＨＡＺ（溶接熱影響部）から衝撃試験片（ＪＩＳ４号）を採取し、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ＶＥ−１０℃）を求めた。溶接性能は、実際にＵＯＥ鋼管を周溶接して、Ｙ割れ試験を実施し、−１０℃で割れが発生するか否かにより評価した。割れが見られたときは「×」、見られなかったときは「○」と表示した。【００５９】
【表１】
2005108636.tif 000002
【００６０】
実施例であるＮｏ.１および２０〜２４では、母材の強度および靱性が規定の条件を満たすと同時に、成分を最適化することで、継ぎ手引張り試験において母材破断を達成することができ、耐継ぎ手破壊特性にも優れていた。また、周溶接性も良好であった。【００６１】
一方、比較例では、適切な強度、靱性または他の性能を満たすことができなかった。特に、Ｎｏ．１０，１２および１６〜１８では、ＨＡＺの靱性が極度に低下した。
【図１】
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【国際調査報告】
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