(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％未満、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００４％未満、Ｔｉ：０．００１〜０．０１７％、Ｎ：０．００８％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％を含み、さらにＣｒ：０〜１．５％、Ｍｏ：０〜１％、Ｖ：０〜０．１５％、Ｎｂ：０〜０．０１５％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜４％、Ｂ：０〜０．００３％、Ｃａ：０〜０．００４％、Ｍｇ：０〜０．００３％、ＲＥＭ：０〜０．００４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｔｉ、ＳおよびＮとの関係が下記の(1)式または(2)式を満たす化学組成の鋼からなるビレットの熱間での穿孔圧延および延伸圧延を９５０℃以上で終了し、Ａｒ３ 変態点以下の温度に冷却することなく、９００〜１１００℃の温度で１〜３０分間均熱保持した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下の温度域にまで冷却する焼入れ処理を施すことを特徴とする強度の均一性と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の製造方法。
（Ｔｉ／Ｎ）＜３．４の時
Ｔｉ＋８．１×Ｓ≦０．０３５  ・・・・・・・  (1)
（Ｔｉ／Ｎ）≧３．４の時
３．４×Ｎ＋８．１×Ｓ≦０．０３５  ・・・・  (2)
ただし、(1)式および(2)式中の元素記号は、鋼中のそれぞれの元素の含有量（重量％）を意味する。
【請求項２】
焼入れ処理後、Ａｃ１ 変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする請求項１に記載の強度の均一性と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の製造方法。
【請求項３】
ビレットが、Ｔｉ：０．００４〜０．０１７％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、かつＴｉとＮの関係が下記の(3)式を満たす化学組成の鋼からなることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の強度の均一性と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の製造方法。
０．４≦（Ｔｉ／Ｎ）≦４．０  ・・・・  (3)
ただし、(3)式中の元素記号は、鋼中のそれぞれの元素の含有量（重量％）を意味する。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度で靱性に優れ、鋼管全体の強度が均一なラインパイプ用継目無鋼管の経済的な製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
継目無鋼管の製造においては、製品の強度と靱性をバランスさせるために、通常、熱間加工や冷間加工による製管工程後に、焼入れや焼戻しなどの調質処理が行われる。しかし、このような製造工程の増加は、生産性の低下とコスト上昇を招くため好ましくない。
【０００３】
特に、昨今は、地球温暖化防止の観点から、その製造過程で消費されるエネルギー節約の気運が高まっており、できる限り再加熱プロセスを省くための努力が必要になっている。
【０００４】
このような経済性と再加熱プロセスの省略という要求を満足させるプロセスとしては、熱間圧延後、直ちに焼入れ処理を施す、直接焼入れ法がある。
【０００５】
例えば、特開平６−２５７３８号公報には、低降伏比の鋼板を経済的に製造するために、熱延直後の鋼板に直接焼入れを施し、次いで焼戻す方法が示されている。また、特公昭６１−５１００９号公報には、Ｐｃｍ値が０．２１％以下の化学組成を有する鋼からなる熱間加工終了直後の継目無鋼管に直接焼入れを施し、次いで焼戻す方法が示されている。
【０００６】
しかし、直接焼入れ法をこのような継目無鋼管の製造に適用した場合、一本の鋼管の各部で強度が大きくばらつくという問題点が生じる。このような現象は、継目無鋼管がＡＰＩ規格に規定されるＸ５０〜Ｘ８０グレード程度のラインパイプ用の場合、焼入れ処理によって完全にはマルテンサイト組織にならないので、特に顕著である。
【０００７】
このような強度ばらつきは、圧延直後の厚鋼板に直接焼入れ法を適用する際にも生じるが、圧延ロールの形状が複雑なために、接触による抜熱むらが生じやすい継目無鋼管においてはさらに顕著になる。
【０００８】
また、鋼板の熱間圧延に比べて継目無鋼管の熱間製管では、９００℃以下の低温でのオーステナイト相（以下、単にγ相という）域での圧延が難しいために、制御圧延の効果を利用した細粒化を図り難く、靱性の確保が容易ではなかった。
【０００９】
このように、ラインパイプ用の継目無鋼管を、経済性とエネルギー消費の節約を重視して直接焼入れ法によって生産する場合、強度の均一性と低温靱性の確保が困難であり、これを解決する技術が必要であった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、均一な高い強度と良好な靱性を有するラインパイプ用継目無鋼管を高能率に製造する方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明は、後述の知見に基づいて完成されたもので、その要旨は次の強度の均一性と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の製造方法にある。
【００１２】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％未満、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００４％未満、Ｔｉ：０．００１〜０．０１７％、Ｎ：０．００８％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％を含み、さらにＣｒ：０〜１．５％、Ｍｏ：０〜１％、Ｖ：０〜０．１５％、Ｎｂ：０〜０．０１５％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜４％、Ｂ：０〜０．００３％、Ｃａ：０〜０．００４％、Ｍｇ：０〜０．００３％、ＲＥＭ：０〜０．００４％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｔｉ、ＳおよびＮとの関係が下記の(1)式または(2)式を満たす化学組成の鋼からなるビレットの熱間での穿孔圧延および延伸圧延を９５０℃以上で終了し、Ａｒ３ 変態点以下の温度に冷却することなく、９００〜１１００℃の温度で１〜３０分間均熱保持した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下の温度域にまで冷却する焼入れ処理を施すことを特徴とする強度の均一性と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の製造方法。
【００１３】
（Ｔｉ／Ｎ）＜３．４の時
Ｔｉ＋８．１×Ｓ≦０．０３５  ・・・・・・・  (1)
（Ｔｉ／Ｎ）≧３．４の時
３．４×Ｎ＋８．１×Ｓ≦０．０３５  ・・・・  (2)
ただし、(1)式および(2)式中の元素記号は、鋼中のそれぞれの元素の含有量（重量％）を意味する。
【００１４】
上記本発明の方法においては、焼入れ処理後の鋼管に、Ａｃ１ 変態点以下の温度で焼戻す処理を施すのが好ましい。また、継目無鋼管は、Ｔｉ：０．００４〜０．０１７％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、かつＴｉとＮの関係が下記の(3)式を満たす鋼からなる継目無鋼管であることが好ましく、この場合には溶接熱影響部の靱性が一層向上する。
【００１５】
０．４≦（Ｔｉ／Ｎ）≦４．０  ・・・・  (3)
ただし、(3)式中の元素記号は、鋼中のそれぞれの元素の含有量（重量％）を意味する。
【００１６】
本発明者らは、上記の化学組成の鋼を対象に、直接焼入れ法を念頭において、靱性低下を回避するために、試作試験用の小型圧延機および熱処理設備による実験室レベルの試験や、実製造ラインを用いた数多くの製造実験を行った結果、次の知見を得た。
【００１７】
強度ばらつきは、製管仕上げ温度を９５０℃以上にするとかなり低減され、１０００℃以上にするとより一層改善される。
【００１８】
上記に加え、製管後の鋼管を９００〜１１００℃の温度で所定の時間均熱保持すると、強度ばらつきが完全になくなる。その際に用いる炉は、均熱だけが目的であるために小型の炉で十分であり、加熱のためのエネルギーも余り必要としない。
【００１９】
製管の高温仕上げは、強度の均一化のみならず強度アップにも有効であるが、オーステナイト粒（以下、単にγ粒という）の粗大化を招いて靱性が劣化する。
【００２０】
γ粒の粗大化による靱性劣化は、通常の制御圧延などを利用してγ粒の細粒化を図らずとも、ＴｉＮとＭｎＳを低減することで回避でき、実用上問題のないレベルにまで靱性が改善する。具体的には、後述する(1)式または(2)式を満たせば、ラインパイプ用に要求される低温靱性が確保できる。
【００２１】
ＴｉＮとＭｎＳの低減効果は、製管温度を下げてγ粒を細粒化した場合にも認められるがその効果は極めて小さく、γ粒が粗大な場合にのみ顕著になる。
【００２２】
ＣａやＲＥＭなどの介在物形成元素は、γ粒が粗大な場合、遷移温度に悪影響を及ぼし靭性を低下させるが、その含有量を低減すれば悪影響を及ぼすことがない。なお、上記の悪影響は、ＭｎＳやＴｉＮに比べると極めて小さく、その含有量の低減はさほど重要ではない。
【００２３】
上記本発明の方法による場合には、均一な高い強度と良好な靱性を有するラインパイプ用継目無鋼管を高能率に製造することが可能である。これは、直接焼入れプロセスの適用に際し、強度の均一性を確保する手段に高温製管仕上げと焼入れ処理前の均熱処理を採用する一方、高温仕上げに伴うγ粒の粗大化に起因する靱性劣化の抑制手段にＴｉＮとＭｎＳの低減を採用したことによる。
【００２４】
【発明の実施の形態】
本発明の方法では、継目無鋼管を直接焼入れプロセスにて製造し、かつ局所的な強度ばらつきの少ない均一な製品を得るために、製管仕上げ温度を９５０℃以上、より好ましくは１０００℃以上とし、製管終了後Ａｒ3 変態点以下に冷却することなく、引き続いて炉内を９００〜１１００℃の温度範囲に保った炉に１〜３０分在炉させて均熱処理した後に焼き入れ処理を行う。
【００２５】
製管仕上げ温度を高める狙いは、鋼に加工が加えられる際の素材各部の温度差をできるでけなくし、組織むらを減らすことにある。また、製管終了後Ａｒ3 変態点以下に冷却することなく均熱処理する狙いは、α相が部分的に析出するのに伴って生じる鋼中合金元素の不均一分布と、これに起因する組織の不均一を防ぐことにある。
【００２６】
すなわち、製管途中での抜熱は、圧延ロールやその他の治具との接触による熱伝導と放射によるものとに大きく分けられる。接触による温度低下は温度むらの原因となるが、放射による温度低下は温度むらを招きにくい。放射による熱エネルギーロスは、温度が高まるほど飛躍的に多くなる。このため、製管工程においても、９５０℃以上では、接触による熱伝導があっても熱損失に占める割合が小さく、大きな温度むらを引き起こさない。この効果を利用するために、本発明における継目無鋼管の製管仕上げ温度は９５０℃以上、より好ましくは１０００℃以上とした。
【００２７】
また、製管終了から均熱炉に装入するまでの間にＡｒ3 変態点以下に冷却すると、α相が部分的に析出して鋼中の合金元素が不均一分布し、これが起因で組織が不均一になって製品の強度ばらつきが大きくなる。このため、均熱処理はＡｒ3 変態点以下に冷却することなく施すことにした。
【００２８】
しかし、製管仕上げ温度を高めても、焼き入れ処理前の継目無鋼管には若干の温度むらが残る。これをなくすために、本発明では９００〜１１００℃に温度を保った炉に１〜３０分間在炉させて温度の均一化を図る。この際、加工されたγ粒の再結晶が進むために組織むらも減少する。
【００２９】
在炉時間が１分未満では均熱の効果が少なく、逆に３０分以上在炉させても好ましい効果は得られない。また、均熱炉の温度が９００℃未満では、製管仕上げ温度が９５０℃以上であるためにかえって温度むらが生ずる。逆に、１１００℃以上では鋼管内外面の温度むらを招くのみならず、酸化によるスケールロスが無視できなくなる。
【００３０】
均熱炉から抽出した鋼管は、引き続いて焼入れ処理が施される。冷却は必ずしも水冷である必要はないが、冷却速度は少なくとも５℃／ｓ以上、冷却終了温度は４００℃以下とする必要である。これは、冷却速度が５℃／ｓ未満、冷却終了温度が４００℃よりも高いと、充分な強度が得られないだけでなく、最終組織が粗大になって靱性を損なうためである。
【００３１】
焼入れ処理を行った後は、必要に応じ、Ａｃ1 変態点以下で焼戻して製品とする。
【００３２】
本発明の方法では、組織の細粒化に有効な低温での加工は行わないので、上記の加工熱処理条件のみを採用しただけでは、鋼の組織は粗大になり、靱性面で実用に耐えない製品しか得られなくなる。
【００３３】
しかし、このような粗大組織に起因する靱性の低下は、前述の(1)式または(2)式を満たすようにＳ、ＮおよびＴｉの各含有量を管理してＭｎＳとＴｉＮの量を低減させた鋼を用いることにより、実用上十分なレベルにまで回復させることができる。
【００３４】
なお、前述の(1)式または(2)式の右辺の値は、このような観点から０．０３５以下でなければならない。より好ましくは０．０２５以下である。
【００３５】
以下に、本発明が対象とする鋼の化学組成を上記のように定めた理由について説明する。なお、以下において、「％」はとくに断らない限り「重量％」を意味する。
【００３６】
Ｃ：
Ｃは、強度を確保するために必要で、０．０２％未満の含有量では必要とする強度を確保することができない。一方、その含有量が０．１５％以上であると、溶接した場合に溶接熱影響部、母材ともに靱性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．１５％未満とした。
【００３７】
Ｓｉ：
Ｓｉは、脱酸作用があり、強度上昇にも寄与する。しかし、１％を超えて含有させると靭性が低下するので、１％を上限とした。なお、本発明の継目無鋼管ではＡｌを含んでいるので、下限は鋼の脱酸に支障を来たさない限り、幾ら少なくても何らの問題もない。このため、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
【００３８】
Ｍｎ：
Ｍｎは、焼入性を高めるのに効果があり、強度確保に有効な成分である。しかし、その含有量が０．３％未満では、焼入性の不足によって必要とする強度および靱性が確保できない。一方、２．５％を超えて含有させると、偏析が増すとともに焼入性が高まりすぎ、溶接した場合に溶接熱影響部、母材ともに靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３〜２．５％とした。
【００３９】
Ｐ：
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。しかし、その含有量が０．０５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるだけでなく、溶接時に高温割れを招く。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とした。
【００４０】
Ｓ：
Ｓは、Ｍｎおよび後述するＣａやＲＥＭと結合してオキシサルファイド（硫酸化物）を形成し、介在物として鋼中に存在する。これらの介在物は、鋼の強度が低い場合、または組織が十分に細粒の場合には、靱性におおきな悪影響は及ぼさない。しかし、組織がある程度粗大な粗粒組織の場合は、その含有量は前述の(1)式または(2)式を満足するように制限しなければならない。しかし、前述の(1)式または(2)式を満たしても、その含有量が０．００４％以上であると、靱性への悪影響は避けられない。したがって、Ｓ含有量は０．００４％未満とした。より望ましくは、０．００３％未満である。
【００４１】
Ｔｉ：
Ｔｉは、鋼中のＮを固定して高温延性を改善させるための成分として０．００１％以上含有させる。しかし、ＴｉＮは靱性低下の原因となるため、Ｔｉは過度には添加しないことが望ましく、靱性面から許容される範囲は、前述の(1)式または(2)式で限定される。しかし、前述の(1)式または(2)式を満たしても、その含有量が０．０１７％超になると、靱性が劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１〜０．０１７％とした。
【００４２】
なお、大入熱溶接を行う鋼材については、過度の清浄化はγ粒の過度の粗大化を招いて靱性劣化を招く場合がある。このため、Ｔｉを０．００４％以上含有さる一方、後述するようにＮを０．００１％以上含有させたうえで、Ｔｉ／Ｎの比を０．４〜４．０の範囲に制御するのがよい。
【００４３】
Ｎ：
Ｎは、高温延性低下の原因となる不純物であり、通常はＴｉを添加してＴｉＮの形で固定することで悪影響を回避している。しかし、本発明においては、ＴｉＮそのものが靱性低下の原因になるため、ＴｉＮの形成を抑制する必要がある。そのため、Ｎの含有量を低減するか、あるいはＴｉの含有量を低減する。
【００４４】
優れた靱性を得るためのＮ含有量の範囲は、前述の(1)式または(2)式を満足することが必要であるが、(1)式または(2)式を満足しても、Ｎの含有量が０．００８％超であると、ＴｉＮによる靱性低下、あるいは、十分に固定されずに固溶しているＮによる靱性への悪影響が無視できなくなる。したがって、Ｎ含有量は０．００８％以下とした。
【００４５】
なお、Ｎ含有量を０．００１％未満にするとＳの低減によってＭｎＳが殆ど存在しないようになり、この条件下ではγ粒の粒成長が非常に容易になる。このため、サブマージドアーク溶接法（以下、単にＳＡＷという）などにより、１００ｋＪ／ｃｍ前後の大入熱にて溶接を行う場合、溶接熱影響部において局部的にγ粒が粗大化することがある。
【００４６】
また、本発明の方法で得られた継目無鋼管は、γ粒の粗大化による靱性の劣化を起こしにくい性質を持っているが、ＳＡＷによる大入熱溶接時の熱影響部では、硬度が不均一になり、結晶粒の大きさにも不均一が生じるため、靱性面から許容されるγ粒径の上限は３００μｍ程度となる。このため、ＳＡＷによる大入熱溶接を前提とする場合には、γ粒成長抑制効果を持つＴｉＮをある程度は含ませなければならず、Ｎを０．００１％以上含有させるのがよく、併せて若干のＴｉも含有させるのがよい。これに対し、溶接しない場合や、ＳＡＷによる４０ｋＪ／ｃｍ以下の小入熱溶接しか行わない場合には、経済的に許される限り、Ｎはできるだけ低減するのがよい。
【００４７】
ｓｏｌ．Ａｌ：
Ａｌは、脱酸のために必須の元素であり、ｓｏｌ．Ａｌで０．００１％以上含有させる必要がある。それ未満の場合には、脱酸不足によって鋼質劣化を招く。しかし、０．１％を超えて含有させると、母材の靱性劣化や、溶接部の靱性低下を招く。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１〜０．１％とした。
【００４８】
Ｃｒ、Ｍｏ：
ＣｒとＭｏは添加しなくてもよいが、いずれの元素も焼入性と焼戻し軟化抵抗を高める作用を有しており、添加すれば、厚肉鋼管の焼入性と焼戻し軟化抵抗を高めることができる。このため、その効果を得たい場合には添加するのがよく、その効果はいずれの元素も０．０２％以上で顕著になる。しかし、Ｃｒについては１．５％、Ｍｏについては１％を超えて含有させると、溶接部の靭性低下が著しくなる。したがって、添加する場合のＣｒ含有量は０．０２〜１．５％、Ｍｏ含有量は０．０２〜１％とするのが望ましい。
【００４９】
Ｖ：
Ｖは添加しなくともよいが、添加すれば、強度が向上するほか焼入性と焼戻し軟化抵抗も向上する。このため、その効果を得たい場合には添加するのがよく、その効果は０．０１％以上で顕著になる。しかし、０．１５％を超えて含有させると靭性が著しく低下する。したがって、添加する場合のＶ含有量は０．０１〜０．１５％とするのが望ましい。
【００５０】
Ｎｂ：
Ｎｂは添加しなくともよいが、添加すれば、強度が向上する。このため、その効果を得たい場合には添加するのがよく、その効果は０．００３％以上で顕著になる。しかし、０．０１５％を超えて含有させると、本発明のように９５０℃以上の高温で圧延を終了する場合、圧延終了温度１０００℃以上では析出強化を通して靱性を著しく低下させる。したがって、添加する場合のＮｂ含有量は０．００３〜０．０１５％とするのが望ましい。なお、靭性確保の観点から見た場合の好ましい上限は０．０１％、より好ましい上限は０．００７％である。
【００５１】
Ｃｕ：
Ｃｕは添加しなくてもよいが、添加すれば、強度および耐食性が向上するほか焼入性も向上する。このため、その効果を得たい場合には添加するのがよく、その効果は０．０５％以上で顕著になる。しかし、１．５％を超えて含有させてもコスト上昇に見合った性能改善は見られない。したがって、添加する場合のＣｕ含有量は０．０５〜１．５％とするのが望ましい。
【００５２】
Ｎｉ：
Ｎｉは添加しなくてもよいが、添加すれば、マトリックスの靭性が向上するとともに安定化するほか焼入性も向上する。このため、その効果を得たい場合には添加するのがよく、その効果は０．０５％以上で顕著になる。しかし、４％を超えて含有させてもコスト上昇に見合った性能改善は見られない。したがって、添加する場合のＮｉ含有量は０．０５〜４％とするのが望ましい。
【００５３】
Ｂ：
Ｂは添加しなくてもよいが、添加すれば、γ粒界の焼入性を高めて強度上昇に寄与する。このため、この効果を得たい場合には添加するのがよく、その効果は０．０００２％以上で顕著になる。しかし、０．００３％を超えて含有させると、過剰なＢがＢＮとなってγ粒界に析出し、靭性の低下を招く。したがって、添加する場合のＢ含有量は０．０００２〜０．００３％とするのが望ましい。
【００５４】
Ｃａ：
Ｃａは添加しなくてもよいが、添加すれば、鋼中のＳと反応して硫酸化物を生成する。この硫酸化物は、ＭｎＳなどとは異なり、圧延加工によって圧延方向に伸びることがなく、圧延後も球状である。このため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れ（以下、ＨＩＣという）を抑制するので、溶接割れやＨＩＣの発生が減少するほか靭性も向上する。このため、その効果を得たい場合には添加するのがよく、その効果は０．０００２％以上で顕著になる。しかし、０．００４％を超えて含有させると、清浄度が悪化し、靭性の低下を招く。したがって、添加する場合のＣａ含有量は０．０００２〜０．００４％とするのが望ましい。
【００５５】
Ｍｇ：
Ｍｇは添加しなくてもよいが、添加すれば、鋼中の酸化物の融点を高め、高温での加工に際して酸化物を変形させにくくする効果がある。この効果は、結晶粒が比較的細粒の鋼では明瞭でないが、本発明のようにγ粒が粗大であることを許容した鋼材においては顕著であり、靭性の向上に大きく寄与する。このため、その効果を得たい場合に添加することができ、その効果は０．０００２％以上で顕著になる。しかし、０．００３％を超えて含有させると、介在物量が増加し、かえって靭性の低下を招く。したがって、添加する場合のＭｇ含有量は０．０００２〜０．００３％とするのが望ましい。
【００５６】
ＲＥＭ：
ＲＥＭは添加しなくてもよいが、添加すれば、溶接熱影響部の組織の微細化やＳの固定に寄与し、靭性が向上する。このため、この効果を得たい場合には添加するのがよく、その効果は０．０００２％以上で顕著になる。しかし、０．００４％を超えて含有させると、その介在物量が多くなって清浄度の悪化を招き、かえって靭性が低下する。したがって、添加する場合のＲＥＭ含有量は０．０００２〜０．００４％とするのが望ましい。
【００５７】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する１４種類の鋼を２５０トン転炉で溶製した後、その溶湯を丸型鋳型を備える連続鋳造機に供して鋳造し、外径１９０〜３１０ｍｍの丸ビレットにした。
【００５８】
【表１】
0003812168.tif 000002
【００５９】
得られた丸ビレットは、種々の温度に加熱した後にマンネスマン−マンドレルミル方式の製管ラインに供し、仕上げ温度を種々変えて外径２１９〜３２４ｍｍ、肉厚１２〜３６ｍｍの継目無鋼管に仕上げた。
【００６０】
仕上げ後の継目無鋼管は、仕上げ圧延機の後段に設けられ均熱炉に装入して均熱した後に焼入れ処理し、次いで焼戻し処理した。その際、均熱炉に装入する前の鋼管の温度、均熱炉の炉温（均熱温度）と在炉時間（保持時間）、焼入れ時の冷却速度および焼戻し温度を種々変化させた。なお、一部の継目無鋼管については、均熱炉に装入することなく焼入れし、次いで焼戻し処理した。また、均熱保持後の冷却は、いずれの場合も室温まで強制冷却した。
【００６１】
そして、得られた各継目無鋼管から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定される４号試験片と、同じくＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定される４号試験片を採取し、それぞれ引張試験とシャルピー衝撃試験に供し、機械的性質（引張強さＴＳと降伏強さＹＳ）と靭性（破面遷移温度（ｖＴｒｓ））を調べた。
【００６２】
なお、試験片は、性能のばらつきを確認するために、鋼管の円周方向の４ケ所（９０度ピッチ）から、軸長方向に平行なＬ方向の試験片と、周方向に平行なＴ方向の試験片を採取した。また、円弧状のＴ方向試験片は、必要に応じて平板形状に展開成形した。
【００６３】
また、一部の継目無鋼管については、入熱量１００ｋＪ／ｃｍのサブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）法で突き合わせ溶接を行い、その溶接部のＬ方向（管軸長方向）からFusion Line がノッチ部に位置するＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定される４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験に供して溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性（破面遷移温度（ｖＴｒｓ））を調べた。
【００６４】
上記の各試験結果を、表２に、製造条件と併せて示した
【００６５】
【表２】
0003812168.tif 000003
【００６６】
表２に示す結果から明らかなように、本発明の方法に従って製造して得られた継目無鋼管（試番１〜７）は、引張強さの平均値が５２２〜６１０ＭＰａと高いのみならず、引張強さの最大値と最小値の差が１９ＭＰａ以下でばらつきが小さく、破面遷移温度も−４９℃以下で、強度と靭性に優れていた。
【００６７】
これに対し、比較例の方法に従って製造して得られた継目無鋼管（試番８〜２６）のうち、仕上げ温度条件、均熱条件および冷却条件のいずれか１つ以上が本発明で規定する条件を満たさない継目無鋼管（試番８〜１９）は、破面遷移温度が−４５℃以下で靱性に優れ、かつ引張強さ平均値が４７９〜６１１ＭＰａと高いものの、引張強さの最大値と最小値の差が３５〜９７ＭＰａで、強度のばらつきが極めて大きかった。特に、仕上げ温度が本発明で規定する条件を満たさないうえに、均熱処理を施すことなく製造して得られた継目無鋼管（試番１５、１６および１９）は、強度のばらつきが大きかった。
【００６８】
また、仕上げ温度条件、均熱条件および冷却条件は本発明で規定する条件を満たすものの、化学組成が本発明で規定する範囲を外れる鋼を用いて得られた継目無鋼管（試番２０〜２６）は、強度のばらつきは小さいものの、破面遷移温度がおしなべて高く、靭性が悪かった。
【００６９】
さらに、試番６、７と試番２５、２６の対比から明らかなように、鋼の組成が前記の(3)式を満たす本発明例の継目無鋼管（試番６、７）は、比較例の鋼管（試番２５、２６）に比べて溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性に優れていた。
【００７０】
【発明の効果】
本発明の方法によれば、強度のばらつきが小さく、しかも靱性に優れたラインパイプ用の継目無鋼管を、高い生産性のもとに低コストで製造することができる。