(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｐ  ：０．０１０％以下、
Ｓ  ：０．００１％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０２〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００７〜０．００２５％、
Ｃａ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００５％、
Ｏ  ：０．００１〜０．０  ０３％を含有し、
かつ、１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０
を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる耐サワ−性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
重量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｐ  ：０．０１０％以下、
Ｓ  ：０．００１％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０２〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００７〜０．００２５％、
Ｃａ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００５％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００３％に、
必要に応じて、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上を含有し、
かつ、１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０
を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる耐サワ−性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
重量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｐ  ：０．０１０％以下、
Ｓ  ：０．００１％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０２〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００７〜０．００２５％、
Ｃａ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００５％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００３％を含有し、
かつ、１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０
を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量６０％以上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延を行なった後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜６００℃まで水冷、その後放冷することを特徴とする耐サワ−性に優れた高強度鋼板の製造法。
【請求項４】
重量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｐ  ：０．０１０％以下、
Ｓ  ：０．００１％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０２〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００７〜０．００２５％、
Ｃａ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００５％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００３％、
に必要に応じて、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上を含有し、
かつ、１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０
を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量６０％以上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延を行なった後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜６００℃まで水冷、その後放冷することを特徴とする耐サワ−性に優れた高強度鋼板の製造法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は耐水素誘起割れ（ＨＩＣ）性および耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優れた耐サワ−パイプライン用高強度鋼板（米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６０以上の強度、厚み４０ｍｍ以下）およびそのの製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
寒冷地、オフショア−における原油、天然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては高強度とともに優れた低温靱性、現地溶接性が要求される。さらに近年、海水の注入による原油・ガス井戸のサワ−化や劣質資源の開発にともなって、パイプラインのサワ−化が進行し、ＨＩＣ，ＳＳＣに対する優れた抵抗（耐サワ−性）が求められるようになった。
【０００３】
従来、優れた耐サワ−性を有するラインパイプは、（１）鋼の高純化、介在物の低減、（２）硫化物系介在物のＣａ添加による形態制御、（３）連続鋳造（ＣＣ）時の軽圧下による中心偏析軽減、（４）圧延後の加速冷却によるミクロ組織制御などの技術を駆使して製造されてきた（たとえば特公昭６３−１３６９号公報、特開昭６２−１１２７２２号公報、特開昭６１−１２４５５５号公報、特公平７−５９６８号公報）。
【０００４】
しかし、さらなる高強度化にともなう合金元素量の増加および極厚化にともなう溶接入熱量の上昇により、これらの鋼の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性は必ずしも十分ではなくなってきた。特公平７−５９６８号公報では耐サワ−性とＨＡＺ靱性の改善を目的とした鋼板の製造法が開示されているが、この場合、Ａｌ量が０．００４％以下であるため溶鋼中の溶存酸素量が高くなり脱硫反応が起こりにくい。この結果、精錬工程における脱硫処理時間が増加するために製造コストの面で問題があった。また極厚化にともない溶接入熱量が上昇した場合にはこの鋼でも良好なＨＡＺ靱性を得ることができなくなっている。このため従来の耐サワ−ラインパイプよりも格段にＨＡＺ靱性の優れた耐サワ−ラインパイプの開発が強く望まれていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は耐サワ−性の優れたＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ６０以上の高強度を有する鋼板およびその製造法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、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００７〜０．００２５％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００３％にさらに必要に応じて、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上を含有し、かつ１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板。
【０００７】
および重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００７〜０．００２５％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００３％に、さらに必要に応じて、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上を含有し、かつ１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量６０％以上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延を行なった後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜６００℃まで水冷、その後放冷すること、である。
【０００８】
以下に本発明について詳細に説明する。
本発明の特徴は、（１）低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−Ｔｉ系を基本にＳ，Ｍｇ，ＣａおよびＯ量を厳格に制限した鋼およびこの鋼を、（２）制御圧延した後、加速冷却するところにあり、これによって耐サワ−性と優れたＨＡＺ靱性を同時に達成できることにある。Ｃ，Ｍｎ，Ｐ量を低減することにより、ＣＣスラブの中心偏析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止できる。またＳ，Ｍｇ，ＣａおよびＯ量を厳格に制限することにより、ＨＩＣの発生起点となりうるＭｎＳの生成を防止するとともに、Ｍｇ添加するによりＣａ系介在物を微細化することができ、良好な耐サワ−性を得ることができる。
【０００９】
また低合金鋼の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ＨＡＺの結晶粒のサイズおよびＭ* は低温靱性に大きな影響を与えることが知られている。本発明ではＭｇの添加によりＭｇを含む微細な酸化物やその酸化物とＴｉＮなどの炭窒化物との複合体を鋼中に生成させることによりＨＡＺにおけるオ−ステナイト（γ）粒の粗大化を抑制してＨＡＺ靱性を向上させる。とくに極厚化した場合、必然的に溶接入熱量が増加して、ＨＡＺにおけるγ粒の粗大化およびその後の冷却速度が遅くなるためＨＡＺ組織は粗大化し、ＨＡＺ靱性は劣化する。しかし、このような場合でもＭｇを含む微細な酸化物やその酸化物とＴｉＮなどの炭窒化物との複合体の作用によりＨＡＺにおけるγ粒の粗大化が著しく抑制され、良好なＨＡＺ靱性を得ることができる。
【００１０】
すなわち、本発明におけるＭｇの役割りは、（１）Ｃａと同様にＳをＭｇＳとして固定し、ＨＩＣに有害なＭｎＳの生成を防止すること、（２）Ｃａ系介在物を微細に分散させること、（３）ＨＡＺにおいてＭｇを含む酸化物等によりγ粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靱性を向上させることにある。
前述した通り、Ｍｇは耐サワ−性を改善する効果とＨＡＺ靱性を向上させる効果がある。Ｃａを添加してＭｎＳの生成を抑制した耐サワ−鋼においてはＣａＳやＣａＯなどのＣａ系介在物が生成する。しかしながらＣａＯなどのＣａ系酸化物は粗大化しやすく、粗大化した酸化物はＨＩＣの発生起点となるためＣａ系酸化物の微細化が必須であった。
【００１１】
そこで本発明者らは鋭意検討した結果、Ｍｇを添加することによりＣａ系酸化物を微細に分散できるとともに、Ｍｇを含む微細な酸化物がＴｉＮなどの炭窒化物の生成サイトとして働き、ＴｉＮが微細に分散することにより良好なＨＡＺ靱性が得られるとともに優れた耐ＨＩＣ性が得られることを見いだした。これらの効果を発揮させるためには０．０００７％以上のＭｇ添加量が必要である。また多すぎるとＭｇ系酸化物が増加し、低温靱性を劣化させるとともに耐ＨＩＣ性も劣化させるのでその上限を０．００２５％に限定した。
【００１２】
本発明では、不純物元素であるＳ量を０．００１％以下とし、かつＣａを添加して、１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０とする。ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは圧延で伸長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止するためには、介在物の絶対量を低減するとともに、硫化物の形態を制御して圧延で延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）としなければならない。
そこで、Ｓ量を０．００１％以下とし、Ｃａを０．００１〜０．００４％添加し、Ｃａによる硫化物の形態制御を十分に行うため、〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕で表されるＥＳＳＰ値を１．０以上とした。しかしＥＳＳＰ値が大きすぎると、Ｃａ系介在物が増加し、ＨＩＣの発生起点となるので、その上限を７．０とした。
【００１３】
上記に関連してＯ量を０．００３％以下に限定した。これはＨＩＣの発生起点となる酸化物系介在物を低減して、Ｃａ、Ｍｇで硫化物の形態制御を行うためである。Ｏ量の下限０．００１％はＴｉＮの生成サイトとなる微細な酸化物を生成させるための最小値である。
優れた耐サワ−性を得るためにはさらにＣ，Ｍｎ，Ｐ量を限定する必要がある。この理由はＣＣスラブの中心偏析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためである。Ｘ６０以上の高強度鋼では必然的にＣ量が高くなるが、Ｃ量の増加はＣＣスラブの凝固時の中心偏析帯におけるＭｎ，Ｐの偏析を強め、硬化組織の生成を助長して耐サワ−性を著しく劣化させる。
【００１４】
これを防止するためＣ量の上限は０．０８％としなければならない。Ｃ量の下限０．０２％は強度・低温靱性を確保するための最小量である。Ｃ量の低減に加えて、さらにＭｎ，Ｐ量を低減することは中心偏析を軽減、すなわち硬化組織の生成抑制に有効である。
このためＭｎ，Ｐ量の上限をそれぞれ１．５％、０．０１０％に限定した。Ｍｎ量の下限０．８％は母材・溶接部の強度を確保するための最小値である。一方、Ｐ量は低いほど耐サワ−性は向上する。
【００１５】
本発明鋼では必須の元素としてＮｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％を含有する。Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。しかしＮｂを０．０５％以上添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０５％とした。
またＴｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時および溶接ＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの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０．０３％に限定しなければならない。
【００１６】
つぎに、その他元素の限定理由について説明する。
Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるので、上限を０．５％とした。鋼の脱酸はＡｌのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれ、本発明ではＡｌを添加することにより鋼中酸素濃度を低下させて、その後の脱硫反応を促進させる効果がある。Ａｌ量が少なすぎると脱硫反応が遅れ、精錬工程における処理時間が長くなり、製造コストが高くなるので、その下限を０．０２％とした。一方、Ａｌ量が０．０５％以上になるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、その上限を０．０５％とした。
【００１７】
ＮはＴｉＮを形成してスラブ再加熱時および溶接時の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。しかし多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％に抑える必要がある。
つぎに選択元素であるＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，ＲＥＭ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、これらの元素を添加する主たる目的は本発明により得られる鋼板の優れた特徴を損なうことなく、強度・低温靱性などの特性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性質のものである。
【００１８】
Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上させるためである。Ｎｉ添加はＭｎに比較して、圧延組織（とくにスラブの中心偏析帯）中に低温靱性、耐サワ−性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強度を増加させる。しかし、添加量が多すぎると経済性だけでなく、現地溶接性やＨＡＺ靱性などを劣化させるので、その上限を１．０％とした。Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕクラックの防止にも有効である。
【００１９】
Ｃｕは０．１％以上でＮｉとほぼ同様にＨＡＺ靱性に大きな影響をおよぼすことなく、強度・低温靱性を向上させるほか、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果がある。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させる。しかし過剰に添加すると析出硬化により母材、ＨＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが生じるので、その上限を１．０％とした。
ＣｒはＭｎに比較してＣＣスラブにおいても中心偏析し難く、低温靱性や耐サワ−性を損なうことなく強度を増加させるのに有効である。この効果を発揮させるためには０．１％以上の添加が必要である。しかし多す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。
【００２０】
ＭｏもＣｒと同様にＭｎに比較してＣＣスラブにおいても中心偏析し難く、低温靱性や耐サワ−性を損なうことなく強度を増加させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏは最低０．１％必要である。しかし過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とした。
ＶはほぼＮｂと同様の効果を有し、ミクロ組織の微細化による低温靱性の向上や焼入れ性の増大、析出硬化による高強度化などに効果がある。しかし、添加量が多すぎると現地溶接性やＨＡＺ靱性の劣化を招くので、その上限を０．１０％とした。Ｖ添加量の下限は、前述の効果を発揮するための最小量である。
ＲＥＭはＣａと同様にＭｎＳの形態制御に効果がある。この効果を発揮させるためには０．０００５％以上の添加が必要である。また添加量が多すぎるとＲＥＭ系酸化物が増加し、耐ＨＩＣ性を劣化させるためにその上限の値を０．００５％とした。
【００２１】
上記のような本発明により得られる鋼板において母材の低温靱性を改善するためには、さらに鋼板製造法が適切でなければならない。このため鋼片（スラブ）の再加熱、圧延、冷却条件を限定する必要がある。
まず再加熱温度を１０５０℃〜１２５０℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮｂ析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確保するために１０５０℃以上としなければならない（望ましい再加熱温度は１１５０〜１２００℃である）。しかし再加熱温度が１２５０℃を超えると、γ粒が著しく粗大化し圧延によっても完全に微細化できないため、優れた低温靱性が得られない。このため再加熱温度の上限を１２５０℃とした。
【００２２】
さらに９５０℃以下の累積圧下量を６０％以上、圧延終了温度を７５０〜９００℃としなければならない（望ましくはＡｒ3 変態点以上）。これは再結晶域圧延で微細化したγ粒を低温圧延によって延伸化し、結晶粒の徹底的な微細化をはかって低温靱性を改善するためである。累積圧下量が６０％未満ではγ組織の延伸化が不十分で、微細な結晶粒が得られない。また圧延終了温度が９００℃以上では、たとえば累積圧下量が６０％以上でも微細な結晶粒は達成できない。しかし圧延終了温度が低下し、（γ＋α）２相域から水冷すると組織の制御が困難となり、耐ＨＩＣ性や強度・低温靱性の劣化を招くので、圧延終了温度の下限を７５０℃とした。
【００２３】
圧延後、鋼板を加速冷却することが必須である。加速冷却は中心偏析を含めたミクロ組織の改善に有効で、低温靱性を損なわずに強度の増加、耐ＨＩＣ性の向上を可能にする。加速冷却の条件としては圧延後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０℃以上６００℃以下の温度まで冷却、その後空冷しなければならない。冷却速度が遅すぎたり、冷却停止温度が高すぎると加速冷却の効果が十分に得られず、適正なミクロ組織を得ることができない。一方、冷却速度が大きすぎたり、停止温度が低すぎると硬化組織が生成して低温靱性や耐ＨＩＣ性が大幅に劣化する。
【００２４】
なお、この鋼を製造後、焼戻し、脱水素などの目的でＡｃ1 変態点以下の温度で再加熱熱処理しても本発明の特徴を損なうものではない。また省エネルギ−などを目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャ−ジ、圧延してもよい。
本発明は厚板ミルに適用することがもっとも好ましいが、ホットコイルにも適用できる（この場合、圧延冷却後の鋼板は巻き取られ、冷却される）。また、この方法で製造した鋼板は低温靱性に優れているので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧力容器などにも適用できる。
【００２５】
【実施例】
つぎに本発明の実施例について述べる。
転炉−連続鋳造−厚板工程で表１に示す種々の鋼成分の鋼板（厚み１６〜３８ｍｍ）を表２に示す種々の製造条件により製造し、その強度、低温靱性、ＨＡＺ靱性および耐ＨＩＣ性を調査し、その結果を表２に示す。
本発明にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）はすべて良好な特性を有する。これに対して本発明によらない比較鋼は化学成分または鋼板製造条件が適切でなく、強度、低温靱性、ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性のいずれかの特性が劣る。
【００２６】
【表１】
0003752078.tif 000002
【００２７】
【表２】
0003752078.tif 000003
【００２８】
鋼１３はＣ量が高すぎるため、母材・ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼14はＭｎ量が高すぎるため、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１５はＰ量が高すぎるため、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１６はＳ量が高すぎるため、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１７はＮｂを含有していないため、母材の強度、靱性が悪い。鋼１８はＴｉを含有していないため、母材・ＨＡＺ靱性が悪い。鋼１９はＭｇを含有していないため、ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２０はＭｇ量が高すぎるため、母材・ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２１はＣａが添加されていないため、かつ硫化物の形態制御を表すＥＳＳＰ値が０となるため、耐ＨＩＣ性が劣る。
【００２９】
鋼２２はＥＳＳＰ値が１．０以上を満足しないため、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２３はＥＳＳＰ値が７．０以下を満足しないため、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２４〜鋼２８の成分は本発明鋼と同様であるが、製造条件が適当でないために母材強度、低温靱性あるいは耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２４はスラブ再加熱温度が低く、母材強度が低い。鋼２５は９５０℃以下の累積圧下量が少ないため、低温靱性が劣る。鋼２６は圧延終了温度が低いため、低温靱性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２７は圧延後の冷却速度が遅いため、強度が低く、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２８は水冷停止温度が低いため、耐ＨＩＣ性が劣る。
【００３０】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明により耐サワ−性の優れた高強度パイプライン用鋼を安価に大量生産することが可能となった。その結果、パイプラインの安全性が著しく向上した。
【図面の簡単な説明】
【図１】両面潜弧溶接部からのシャルピ−試験片の採取位置を示す図である。
【図１】
0003752078.tif 000004