高强度焊接钢管及其制造方法技术领域
本发明涉及优选适用于原油及天然气输送用干线管的低温韧性优
良的高强度焊接钢管及其制造方法。
本申请基于2010年2月4日提出的日本专利申请特愿2010-22831
号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
现在，作为原油及天然气的长距离输送用干线管的原材料，从美国
石油协会（API）标准的X70（抗拉强度为570MPa以上）到X80（抗
拉强度为625MPa以上）的干线用钢管正在实用化。近年来，为了进一
步提高输送效率，一直在对干线管的内压的高压化进行研究，为了能够
抗高内压，要求X70以上、甚至X80以上的高强度干线管用钢管的厚
壁化。此外，可以预想，今后的原油及天然气的开采区将延伸到北极圈
等极寒地带，对于高强度厚壁干线管用钢管，要求-40℃以下、甚至-60
℃以下的低温韧性。特别是在制造钢管时，在通过UO工序将厚钢板成
形为管状后，将端部彼此之间对接，通过电弧焊焊接缝部，但是，如果
板厚（壁厚）较厚，则需要大线能量，焊接热影响区（Heat Affected Zone，
以下也称为HAZ）的粒径粗大化，因此低温韧性的下降成为重要的问
题。
与此相对应，关于提高高强度厚壁干线管用钢管的HAZ的低温韧
性的技术，有通过极端降低C量而将贝氏体作为基本组织的方法（例如
专利文献1～2）。此外，提出了利用晶内相变使HAZ的组织微细化的
方法（例如专利文献3～5）。另外，有采用以规定了结晶方位关系的贝
氏体为主体的组织，通过合金元素的均衡化控制对韧性有害的马氏体-
奥氏体复合体（Martensite-Austenite constituent，以下也称为MA）的方
法（例如专利文献6）。此外，即使在提高了淬透性的厚壁钢管中，也有
采用以贝氏体为主体的组织，利用晶内贝氏体使HAZ微细化的方法（例
如专利文献7）。以上的方法对于提高HAZ的低温韧性是非常有效的。
最近，对增加高强度干线管的壁厚及对低温韧性的要求越来越高，要求
20mm以上的壁厚和-60℃以下时的HAZ韧性。但是，在以前的方法中，
满足这些要求是困难的。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3602471号公报
专利文献2：日本特开2000-345239号公报
专利文献3：日本特开平08-325635号公报
专利文献4：日本特开2001-355039号公报
专利文献5：日本特开2003-138340号公报
专利文献6：日本特开2007-239049号公报
专利文献7：日本特开2008-163456号公报
发明内容
发明所要解决的问题
为了提高干线管的输送效率，提高钢管的强度且增加壁厚是有效
的，但难以确保钢管的焊接区在低温下的HAZ韧性。特别是在20mm
以上的厚壁材中，在缝焊时需要大线能量，因HAZ的粒径粗大化而使
确保-40℃、甚至-60℃这一极低温下的韧性变得非常困难。
本发明是鉴于上述事情而完成的，特别是提供一种即使壁厚在
20mm以上、甚至在30mm以上，也能充分确保-40℃、甚至-60℃这一
极低温下的HAZ低温韧性的高强度焊接钢管及其制造方法。
在本发明中，提供一种在HAZ的金属组织中具有含有贝氏体和晶
内贝氏体的微细金属组织的低温韧性优良的高强度焊接钢管及其制造
方法。
用于解决课题的手段
在本发明的高强度焊接钢管中，为了降低C及Al、抑制HAZ的原
γ粒径的粗大化而添加适量的Ti和N，为了抑制在大线能量缝焊时生成
的粗大的晶界铁素体而添加适量的B，将淬透性的指标即碳当量Ceq及
焊接性的指标即裂纹敏感性指数Pcm控制在最适当范围，对具有这样
的成分组成的钢板进行缝焊。具体地说，本发明的要旨如下。
（1）一种高强度焊接钢管，其是对成形为管状的钢板的对接部进
行焊接而成的钢管，其特征在于：所述钢板的母材部以质量%计，含有
C：0.010～0.080%、Si：0.01～0.50%、Mn：0.50～2.00%、S：0.0001～
0.0050%、Ti：0.003～0.030%、Mo：0.05～1.00%、B：0.0003～0.0100%、
O：0.0001～0.0080%、N：0.006～0.0118%，剩余部分包括铁和不可避
免的杂质，并将以下元素限制在P：0.050%以下、Al：0.008%以下；在
将[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]、[N]及[Ti]分别
定义为C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、B、N及Ti的以质量%计的
含量时，通过下式＜1＞求出的Ceq为0.30～0.53，通过下式＜2＞求出
的Pcm为0.10～0.20，所述[N]及所述[Ti]满足下式＜3＞，所述钢板的
焊接热影响区的原γ晶粒的平均晶体粒径为250μm以下，在所述原γ
晶粒内含有贝氏体和晶内贝氏体。
Ceq＝[C]＋[Mn]/6＋（[Ni]＋[Cu]）/15＋（[Cr]＋[Mo]＋[V]）/5
式＜1＞
Pcm＝[C]＋[Si]/30＋（[Mn]＋[Cu]＋[Cr]）/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15
＋[V]/10＋5[B] 式＜2＞
[N]－[Ti]/3.4＜0.003 式＜3＞
（2）根据上述（1）所述的高强度焊接钢管，其中，所述母材部以
质量%计，也可以进一步含有Cu：0.05～1.5%、Ni：0.05～5.00%、Cr：
0.02～1.50%、W：0.01～0.50%、V：0.010～0.100%、Nb：0.001～0.200%、
Zr：0.0001～0.0500%、Ta：0.0001～0.0500%、Mg：0.0001～0.0100%、
Ca：0.0001～0.0050%、REM：0.0001～0.0050%、Y：0.0001～0.0050%、
Hf：0.0001～0.0050%、Re：0.0001～0.0050%中的1种以上。
（3）根据上述（1）或（2）所述的高强度焊接钢管，其中，所述
母材部的板厚也可以为20～40mm。
（4）根据上述（1）或（2）所述的高强度焊接钢管，其中，圆周
方向为拉伸方向时的所述母材部的抗拉强度也可以为500～800MPa。
（5）本发明的一方式涉及一种高强度焊接钢管的制造方法，其中，
将具有上述（1）或（2）所述的成分组成的钢板成形为管状；通过电弧
焊将对接部进行缝焊，从而形成缝焊部。
（6）根据上述（5）所述的高强度焊接钢管的制造方法，其中，所
述电弧焊也可以是埋弧焊。
（7）根据上述（6）所述的高强度焊接钢管的制造方法，其中，所
述埋弧焊的线能量也可以为3.5～10.0kJ/mm。
（8）根据上述（5）所述的高强度焊接钢管的制造方法，其中，也
可以进一步对所述缝焊部进行热处理。
（9）根据上述（8）所述的高强度焊接钢管的制造方法，其中，在
所述热处理中的加热温度也可以为300～600℃。
发明效果
根据本发明，由于含有适量的Ti及N、B，具有提高淬透性的成分
组成，缝焊后的HAZ中的原γ粒径为250μm以下，原γ晶粒内的组织
为含有贝氏体和晶内贝氏体的微细组织，因此，强度和极低温下的HAZ
韧性得以提高。因此，本发明能够提供低温韧性优良的高强度焊接钢管
及其制造方法，对产业上的贡献是非常显著的。
附图说明
图1是表示N的添加量与原γ粒径的关系的图示。
图2是表示原γ粒径与－60℃时的夏氏吸收能的关系的图示。
图3是表示[N]－[Ti]/3.4与－60℃时的夏氏吸收能的关系的图示。
具体实施方式
对于提高低温下的HAZ韧性，特别是确保-40℃、甚至-60℃这一极
低温下的韧性，晶粒的微细化是必要的。可是，在20mm以上的厚壁材
时，因缝焊时的线能量增大，HAZ的粒径粗大化，从而确保-40℃、甚
至-60℃这一极低温下的韧性是非常困难的。于是，本发明人对抑制焊
接时的γ粒径的粗大化，不生成粗大的晶界铁素体，利用晶内贝氏体而
使金属组织微细化，以提高低温韧性的方法进行了研究。
本发明人首先就成分条件对HAZ的原γ粒径（原奥氏体粒径）产
生的影响进行了研究。
首先，对以质量%计含有0.010～0.080%的C、0.01～0.50%的Si、
0.50～2.00%的Mn、0.0001～0.0050%的S、0.003～0.030%的Ti、0.05～
1.00%的Mo、0.0003～0.050%的B和0.0001～0.0080%的O，将P含量
限制在0.050%以下，将Al含量限制在0.008%以下，将淬透性的指标即
碳当量Ceq调整到0.30～0.53，以及将焊接性的指标即裂纹敏感性指数
Pcm调整到0.10～0.20%，进而含有28～65ppm的N的钢进行熔炼，然
后铸造该钢，从而制造出钢坯。
接着，从得到的钢坯切取长度为120mm、12mm见方的试验片，在
对该试验片实施了模拟缝焊部的HAZ的热处理后，测定了试验片的原
γ粒径。其结果如图1所示。图1是表示N的添加量与原γ粒径的关系
的图示。如图1所示，得知如果在钢中添加Ti和N，并将N含量调整
到0.006%以上，原γ粒径就达到250μm以下。
另外，在上述热处理后制作夏氏冲击试验片，进行夏氏冲击试验，
测定了-60℃时的吸收能。其结果如图2所示。
图2是表示金属组织中没有粗大的晶界铁素体时的原γ粒径与
-60℃时的夏氏吸收能的关系的图示。如图2所示，如果原γ粒径在250
μm以下，则-60℃时的吸收能达到50J以上。再有，在图1及图2中，
为了简便地进行测定，作为原γ粒径，使用原γ粒径的最大值。
图3是表示[N]－[Ti]/3.4与-60℃时的夏氏吸收能的关系的图示。如
图3所示，如果[N]－[Ti]/3.4低于0.003%（低于30ppm），则-60℃时的
吸收能达到50J以上。可以认为该[N]－[Ti]/3.4对金属组织中是否生成
粗大的晶界铁素体产生影响。当[N]－[Ti]/3.4在0.003%以上时，因添加
过剩的N而生成BN，损害B的提高淬透性的效果。但是，在[N]－[Ti]/3.4
低于0.003%时，可确保B的提高淬透性的效果，抑制粗大的晶界铁素
体的生成，可得到主要含有贝氏体和晶内贝氏体的微细组织。其结果是，
可以认为[N]－[Ti]/3.4低于0.003%的试验片显示出优良的韧性。
在本发明中，通过降低C含量，将金属组织控制在主要含有贝氏体
的低温相变组织而使韧性得以提高。另外，通过在钢中添加适量的Ti
和N，抑制了大线能量焊接时的焊接热影响区的原γ粒径的粗大化。此
外，通过在钢中添加B可提高淬透性，抑制粗大的晶界铁素体的生成，
同时有效利用晶内贝氏体。根据这样的方法，本发明提供一种使HAZ
的有效晶体粒径微细化、从而提高低温韧性的高强度焊接钢管。也就是
说，在本发明中，通过降低Al量，控制氧量，同时在钢中添加适量的
Ti，使作为晶内相变的生成核非常有效地发挥作用的微细夹杂物分散。
另外，在钢中添加适量的Ti、N和B，使作为抑制原γ粒径的粗大化的
钉扎粒子非常有效地发挥作用的微细夹杂物和作为晶内相变的生成核
非常有效地发挥作用的微细夹杂物分散，从而抑制从原γ晶界生成粗大
的铁素体。这样，在本发明中，通过抑制原γ粒径的粗大化和促进晶内
相变，使有效晶体粒径微细化。
本发明人进行了更详细的研究，得出以下的见解，从而完成了本发
明。
以下，对用于制造本发明的一实施方式的钢管的钢板（母材部）的
化学组成进行详细说明。再有，以下中，表示各元素的量的“%”为质
量%。此外，以下所示的基本成分及选择元素的剩余部分包括铁及不可
避免的杂质。
C是提高钢的强度的元素。为了一边确保强度，一边在HAZ的金
属组织中生成含有硬质的贝氏体和晶内贝氏体的微细组织，钢中含有
0.010%以上的C是必要的。此外，为了兼顾高强度和高韧性，C含量为
0.080%以下。为了更加提高强度和韧性的平衡，C含量优选为0.078%
以下。
Si是脱氧元素。为了充分进行脱氧，钢中含有0.01%以上的Si是必
要的。另一方面，如果钢中含有超过0.50%的Si，则HAZ的韧性劣化，
因此Si含量的上限为0.50%。
Mn是提高淬透性的元素。为了确保强度和韧性，钢中含有0.50%
以上的Mn是必要的。另一方面，如果Mn含量超过2.00%，则损害HAZ
的韧性。因此，Mn含量为0.50～2.00%。
P是杂质。如果钢中含有超过0.050%的P，则母材（母材部）的韧
性显著降低。因此，将P含量限制在0.050%以下。为了提高HAZ的韧
性，优选将P含量限制在0.020%以下。再有，P含量也可以是超0%。
S是杂质。如果钢中含有超过0.0050%的S，则因生成粗大的硫化
物而使韧性降低。此外，如果使Ti的氧化物微细地分散在钢板中，则
MnS析出，产生晶内相变，钢板（母材部）及HAZ的韧性得以提高。
为了得到该效果，使钢中含有0.0001%以上的S是必要的。因此，S含
量为0.0001～0.0050%。此外，为了提高HAZ的韧性，S含量的上限优
选为0.0030%。
Al是脱氧剂。但是，如果在钢中大量添加Al，则阻碍作为晶内相
变的生成核发挥作用的Ti的氧化物的生成，使HAZ韧性降低。因此，
为了生成有助于晶内相变的Ti的氧化物，Al的上限为0.008%是必要的。
此外，为了使Ti的氧化物微细地分散，Al的上限优选为0.005%，为了
更稳定地得到Ti的氧化物，Al的上限更优选为0.003%。再有，Al含量
也可以是超过0%。
Ti是生成有助于钢板（母材部）及HAZ的晶体粒径的微细化的Ti
的氮化物的元素。因此，在钢中含有0.003%以上的Ti是必要的。为了
使HAZ的晶体粒径更微细，Ti含量优选为0.005%以上。另一方面，如
果在钢中过剩地含有Ti，则产生粗大的夹杂物而损害韧性，因此Ti的
上限为0.030%。此外，为了使Ti的氧化物更微细地分散，Ti含量优选
为0.028以下。Ti的氧化物如果微细地分散，则作为晶内相变的生成核
有效地发挥作用。如果添加Ti时的氧量较高，则生成粗大的Ti的氧化
物，因此在炼钢时，优选利用Si及Mn进行脱氧，降低钢中的氧量。在
此种情况下，Al的氧化物与Ti的氧化物相比更容易生成，因此不优选
为了脱氧而在钢中含有过剩的Al。
B是显著提高淬透性、抑制HAZ的粗大的晶界铁素体的生成的重
要元素。为得到该效果，在钢中含有0.0003%以上的B是必要的。此外，
为了更切实地提高淬透性，B含量优选为0.0005%以上。另一方面，如
果在钢中过剩地添加B，则产生粗大的BN，特别是HAZ的韧性降低，
因此B含量的上限为0.0100%。
N是生成有助于钢板（母材部）及HAZ的结晶粒径的微细化的Ti
的氮化物的元素。因此，为了使HAZ的原γ粒径在250μm以下，0.006%
以上的N量是必要的。另一方面，如果在钢中过剩地含有N，则因生成
BN而损害B的提高淬透性的效果。其结果是，因生成粗大的晶界铁素
体、或生成粗大的BN而损害HAZ韧性。因此，N量的上限为0.0118%。
Mo是特别通过与B复合添加而显著提高淬透性的元素。为了通过
提高淬透性来提高强度及韧性，使钢中含有0.05%以上的Mo。另一方
面，Mo是高价的元素，因此Mo量的上限为1.00%是必要的。
O是杂质。为了避免因生成夹杂物而导致的韧性降低，将O含量的
上限限制在0.0080%是必要的。为了生成有助于晶内相变的Ti的氧化
物，铸造时残存在钢中的O的含量在0.0001%以上是必要的。
另外，作为提高强度及韧性的元素，也可以根据需要在钢中添加
Cu、Ni、Cr、W、V、Nb、Zr、Ta中的1种以上。此外，在这些元素的
含量低于优选的下限的情况下，各元素不会特别施加不良影响，可将各
元素（Cu、Ni、Cr、W、V、Nb、Zr、Ta）看作为杂质。
Cu及Ni是在不损害韧性的情况下提高强度的有效元素。为了得到
该效果，Cu量及Ni量的下限优选为0.05%。另一方面，为了抑制钢坯
加热时及焊接时的裂纹的发生，Cu量的上限优选为1.50%。Ni如果在
钢中过剩含有，则损害焊接性，因此Ni量的上限优选为5.00%。再有，
为了抑制表面缺陷的发生，优选组合地含有Cu及Ni。此外，从成本的
观点出发，Cu量及Ni量的上限更优选为1.00%。
Cr、W、V、Nb、Zr、Ta是生成碳化物及氮化物，通过析出强化而
提高钢的强度的元素，也可以根据需要在钢中含有Cr、W、V、Nb、Zr、
Ta中的1种以上。为了有效地提高强度，优选Cr量的下限为0.02%、
W量的下限为0.01%、V量的下限为0.010%、Nb量的下限为0.001%、
Zr量及Ta量的下限都为0.0001%。另一方面，如果在钢中过剩地添加
Cr及W，则有时因提高淬透性而使强度上升，损害韧性。因此，优选
Cr量的上限为1.50%、W量的上限为0.50%。此外，如果钢中过剩地添
加V、Nb、Zr、Ta，则有时碳化物及氮化物粗大化，从而损害韧性。因
此，优选V量的上限为0.100%、Nb量的上限为0.200%、Zr量及Ta量
的上限都为0.0500%。
另外，为了通过控制夹杂物的形态而提高韧性，也可以根据需要在
钢中添加Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re中的1种以上。此外，在这些元
素的含量低于优选的下限的情况下，各元素不会特别施加不良影响，因
此可将各元素（Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re）看作为杂质。
Mg是对氧化物的微细化及硫化物的形态控制表现出效果的元素。
特别是，微细的Mg的氧化物作为晶内相变的生成核发挥作用，作为钉
扎粒子抑制粒径的粗大化。为了得到这些效果，优选通过添加Mg而使
钢中含有0.0001%以上的Mg。另一方面，如果在钢中含有超过0.0100%
的量的Mg，则有时因生成粗大的氧化物而使HAZ的韧性降低。因此，
Mg量的上限优选为0.0100%。
Ca及REM对于硫化物的形态控制是有用的，是通过生成Ca及
REM的硫化物而抑制向轧制方向伸长的MnS的生成，改善钢材的板厚
方向的特性、特别是耐层状撕裂性的元素。为了得到此效果，Ca量及
REM量的下限都优选为0.0001%。另一方面，如果Ca量及REM量超
过0.0050%，则因Ca及REM的氧化物增加而使微细的含Ti氧化物减
少，有时阻碍晶内相变的生成。因此，Ca量及REM量优选为0.0050%
以下。
Y、Hf及Re也是可表现出与Ca及REM同样的效果的元素。因此，
如果在钢中过剩地添加Y、Hf及Re，则有时阻碍晶内相变的生成。因
此，Y量、Hf量和Re量各自优选为0.0001～0.0050%。
另外，在本实施方式中，特别是为了确保HAZ的淬透性而提高韧
性，使从C、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo及V的含量[质量%]计算的下式＜
4＞的碳当量Ceq为0.30～0.53%。在式＜4＞的碳当量Ceq低于0.30%
时，强度不足。另一方面，在碳当量Ceq超过0.53%时，损害韧性。此
外，在需要进一步确保强度和韧性的平衡的情况下，式＜4＞的碳当量
Ceq优选为0.33～0.48%。
Ceq＝[C]＋[Mn]/6＋（[Ni]＋[Cu]）/15＋（[Cr]＋[Mo]＋[V]）/5
式＜4＞
此外，为了确保钢板（母材部）及HAZ的低温韧性，使从C、Si、
Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V及B的含量[质量%]计算的下式＜5＞的裂纹
敏感性指数Pcm为0.10～0.20%。在式＜5＞的裂纹敏感性指数Pcm低
于0.10%时，强度并不充分。另一方面，如果裂纹敏感性指数Pcm超过
0.20%，则损害韧性或焊接性。此外，在需要进一步确保强度和韧性的
平衡的情况下，式＜5＞的裂纹敏感性指数Pcm优选为0.13～0.19%。
Pcm＝[C]＋[Si]/30＋（[Mn]＋[Cu]＋[Cr]）/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋
[V]/10＋5[B]式＜5＞
式中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]及[B]分别为
C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V及B的含量[质量%]。
再有，Ni、Cu、Cr及V是有选择性地含在钢中的元素，因此在这
些元素的含量低于上述优选的下限的情况下，被看作杂质，在上述式＜
1＞及式＜2＞中，将[Ni]、[Cu]、[Cr]及[V]作为0进行计算。
另外，为了使原γ粒径在250μm以下，N含量需要在0.006%以上。
此外，为了抑制晶界铁素体的生成，Ti及N的含量需要满足下式＜6＞。
[N]－[Ti]/3.4＜0.003式＜6＞
式中，[N]及[Ti]分别为N及Ti的含量[质量%]。
此外，如上所述，有必要使钢管（高强度焊接钢管）的HAZ中的
原γ晶粒的平均粒径在250μm以下。另外，在该原γ晶粒内，含有贝
氏体和晶内贝氏体，贝氏体和晶内贝氏体使原γ晶粒内的组织微细化。
再有，作为原γ晶粒的粒径，希望使用对裂纹的发生特性直接施加影响
的最大粒径，但从统计学上的观点出发使用平均粒径。
另外，为了适应对钢管的厚壁化的要求，该钢管的壁厚（钢板的板
厚）也可以为20～40mm。除此以外，，为了适应对钢管的高强度化的
要求，与钢管的圆周方向对应的方向的钢板（母材部）的抗拉强度也可
以为500～800MPa。再有，将钢板中的没有受到焊接形成的热的影响的
部分定义为母材部，将钢板中的受到了焊接形成的热的影响的部分定义
为HAZ。
接着，对本发明的一实施方式的高强度焊接钢管的制造方法进行说
明。
首先，对钢管制造中使用的钢板的制造方法进行说明。在炼钢工序
中，向钢水中添加Si及Mn，在进行了弱脱氧后，添加Ti，再以达到规
定的组成范围（上述成分组成）的方式调整成分，然后进行该钢水的铸
造，以形成铸坯。铸造可按常规方法进行，但从生产率的观点出发，优
选连续铸造。将上述铸坯进一步加热，通过热轧而形成钢板。
本实施方式所述的钢板可在通常实施的热轧条件下得到，因此热轧
条件没有特别的规定。但是，从使钢板的金属组织的有效晶体粒径微细
化的观点出发，热轧条件优选为以下的条件。
也就是说，加热温度优选为950℃以上。这是因为在钢的组织为奥
氏体单相的温度下、即在奥氏体区进行热轧，使钢板的晶体粒径微细化。
加热温度的上限没有规定，但从抑制钢板的有效晶体粒径的粗大化的观
点出发，优选加热温度为1250℃以下。在将铸坯从加热炉送出后，也可
以立即开始热轧，热轧的开始温度没有特别的规定。
如上所述，热轧的条件没有特别的限定，但从使钢板的有效晶体粒
径微细化的观点出发，超过900℃的再结晶区域的压下比优选为2.0以
上。再结晶区域的压下比是铸坯的板厚与900℃时的板厚之比（铸坯的
板厚除以900℃时的板厚所得出的值）。此外，在900℃以下的未再结晶
区域的热轧中，从使钢板的有效晶体粒径微细化的观点出发，压下比优
选为2.5以上，在使有效晶体粒径更加微细的情况下，压下比优选为3.0
以上。再有，未再结晶区域轧制+的压下比是900℃时的板厚除以热轧
结束后的板厚所得出的比值。
此外，未再结晶区域及再结晶区域的压下比的上限没有特别的规
定。再有，如果考虑到热轧前的铸坯的板厚和热轧后的钢板的板厚，未
再结晶区域及再结晶区域的压下比也可以在12.0以下。
关于热轧的结束温度，也没有特别的规定，但从使钢板的有效晶体
粒径微细化，从而提高强度的观点出发，优选通过水冷进行加速冷却。
水冷停止温度的下限也没有特别的规定。例如，也可以将热轧后的钢板
水冷到室温。但是，如果考虑到提高生产率及抑制氢致缺陷，水冷停止
温度优选为150℃以上。
接着，在钢管的制造中，在将用上述方法得到的钢板成形为管状后，
通过电弧焊将对接部（对置的钢板的两端部）进行缝焊，从而制造出焊
接钢管。在此种情况下，为了将钢板成形为管状，优选采用进行C型冲
压、U型冲压及O型冲压的UOE工序。
关于电弧焊，从焊缝金属的韧性和生产率的观点出发，优选采用埋
弧焊。特别是，在制造壁厚为20～40mm的焊接钢管时，从钢管（钢板）
的内外表面的埋弧焊的线能量优选为3.5～10.0kJ/mm。如果是该范围的
线能量，就能够采用具有上述成分组成的钢板，将HAZ中的原γ粒径
控制在250μm以下，且能够在HAZ中产生晶内贝氏体，从而可得到
具有优良的低温韧性的焊接钢管。在内外表面逐道次地进行埋弧焊的情
况下，从内表面焊接时的线能量和从外表面焊接时的线能量不必相同，
也可以在这些线能量之间多少具有线能量差。
在缝焊后，为了提高钢管的真圆度，也可以进行扩管。在通过扩管
提高钢管的真圆度时，由于需要使钢管变形到塑性区，因此扩管率优选
为0.7%以上。扩管率是扩管后的钢管的外周长与扩管前的钢管的外周
长之差除以扩管前的钢管的外周长所得到的值的百分比。如果扩管率超
过2.0%，则有时因塑性变形使母材（母材部）或焊接区的韧性降低。
因此，扩管率优选为0.7～2.0%。
此外，在因电弧焊而生成粗大的MA的情况下，优选对缝焊部（钢
管的焊接区及HAZ实施热处理。特别是，如果将缝焊部加热至300～
600℃的温度，则沿着原奥氏体晶界生成的粗大的MA分解为贝氏体和
微细的渗碳体，从而韧性得以提高。在加热温度低于300℃时，粗大的
MA的分解不充分，有时韧性不能充分提高。因此，缝焊部的热处理时
的加热温度优选为300℃以上。另一方面，如果将缝焊部加热到超过600
℃，则有时因产生析出物而使焊缝金属的韧性劣化。因此，缝焊部的热
处理时的加热温度优选为600℃以下。此外，从提高生产率的观点出发，
该加热温度更优选为500℃以下。如果MA分解为贝氏体和渗碳体，则
能够通过SEM观察到形状与内部具有微细的白色析出物的MA同样的
组织，因此能够将分解后的MA（贝氏体和渗碳体）与分解前的MA区
别开来。
在缝焊部的热处理中，可以采用燃烧器至少加热缝焊部的外表面，
也可以对外表面进行高频加热。此外，在外表面达到热处理温度后，也
可以立即对缝焊部进行冷却。但是，为了促进MA的分解，优选将缝焊
部在规定的温度区（例如300～600℃）保持1～600s。如果考虑到设备
的成本及生产率，保持时间更优选为300s以下。
实施例
通过弱脱氧，将添加Ti时的氧浓度调整到0.001～0.003%的范围内，
在通过炼钢工序熔炼了具有表1所示的成分组成的钢后，进行连续铸造，
制成具有240mm厚的钢坯。将这些钢坯再加热到950℃以上，在轧制
到表2所示的厚度后，以多种温度开始、停止水冷，从而制造出钢板。
接着，在通过UO工序将各钢板成形为管状后，以3.5～10.0kJ/mm
的焊接线能量，从钢板的正背面采用逐道次的埋弧焊进行缝焊，从而制
造出钢管。
再有，作为焊接中使用的焊丝，考虑到钢板造成的成分稀释，使用
以下成分的焊丝。也就是说，该焊丝作为基本成分，以质量%计含有
0.010～0.120的C、0.05～0.50%的Si、1.0～2.5%的Mn、2.0～8.5%的
Ni、0.100%以下的Al、超0%且在0.10%以下的Ti。此外，根据钢板的
成分强度，在钢中以Cr、Mo和V的合计含量（Cr+Mo+V）达到1.0～
5.0%的范围的方式含有Cr、Mo、V中的1种以上。这样，焊丝具有上
述基本成分及选择性元素的剩余部分包括铁和不可避免的杂质的成分
组成。
此外，对一部分钢管，在表2所示的温度下实施了热处理（在以0.5
℃/sec的速度升温到规定温度后，立即进行急速冷却）。
从钢管的焊接区采集小片，在研磨及腐蚀后，利用光学显微镜（以
100倍、200倍、500倍测定各钢种的3个视场）判断HAZ中的晶界铁
素体的有无及晶内相变组织的有无，并测定了平均原γ粒径（原γ粒径）。
这里，在晶内相变组织的有无的判断中，使用晶内贝氏体的有无，判断
该晶内贝氏体的有无。再有，将夹杂物成为起点的生成为花瓣状的贝氏
体定义为晶内贝氏体。此外，将该晶内贝氏体以外的贝氏体定义为贝氏
体。另外，关于HAZ的夏氏吸收能，按照JIS Z2242，采用V型缺口试
验片，在-60℃下进行测定。关于该V型缺口试验片，将V型缺口设在
母材侧距焊接线1mm的位置上。此外，采用API标准的试验片进行拉
伸试验。另外，测定了钢管表面的维氏硬度。结果如表2所示。
在制造No.1～19的实施例中，在HAZ的金属组织中，抑制了粗大
的晶界铁素体，原γ粒径为250μm以下，且发现晶内相变组织，为含
有贝氏体和晶内贝氏体的微细组织。它们的夏氏吸收能即使在-60℃的
极低温下也全部在50J以上。
另一方面，在制造No.20中，由于Al的添加量过剩，因而在HAZ
中含有没有发现晶内相变的粗大的金属组织，HAZ中的吸收能降低。
在制造No.21中，由于碳当量Ceq及裂纹敏感性指数Pcm高，因而使
强度增大，结果HAZ中的吸收能降低。在制造No.22中，由于N的添
加量少，因而使原γ粒径粗大化，HAZ中的吸收能降低。在制造No.23
中，由于[N]－[Ti]/3.4的值在30ppm（0.003%）以上，因而使利用B的
淬透性降低，生成粗大的晶界铁素体。其结果是，在制造No.23中，HAZ
中的吸收能降低。在制造No.24中，由于碳当量Ceq及裂纹敏感性指数
Pcm低，因而生成粗大的晶界铁素体，使HAZ中的吸收能降低，且母
材的强度低。
产业上的可利用性
本发明能够提供一种即便是20mm以上的壁厚，也能提高HAZ的
低温韧性的高强度焊接钢管及其制造方法。