專利名稱：：低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管及管線管用高強(qiáng)度鋼板與它們的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及在用于輸送原油、天然氣等的管線管方面合適的管線管用鋼管及作為其坯料的鋼板以及它們的制造方法。
背景技術(shù)：
：作為在對(duì)于原油、天然氣等的長(zhǎng)距離輸送方法來(lái)說(shuō)重要的管線管的干線中使用的管線管用鋼管，已經(jīng)提出了高強(qiáng)度、高韌性的管線管用鋼管(例如，特開(kāi)昭62-4826號(hào)公報(bào))。到目前為止，達(dá)到美國(guó)石油協(xié)會(huì)(API)規(guī)格中X80以下的高強(qiáng)度鋼管的實(shí)用化在不斷發(fā)展，近年來(lái)，迫切希望得到為了(1)高壓化帶來(lái)的輸送效率的提高和(2)管線管的外徑以及重量的降低帶來(lái)的現(xiàn)場(chǎng)施工效率的提高的更高強(qiáng)度的管線管。例如，如果使用具有900MPa以上的抗拉強(qiáng)度的X120級(jí)的管線管，由于可以將內(nèi)壓即原油或天然氣的壓力設(shè)為X65級(jí)的管線管的約2倍，因此，可以輸送約2倍的量的原油或天然氣。此外，在通過(guò)提高管線管的強(qiáng)度來(lái)提高耐內(nèi)壓強(qiáng)度時(shí)，與使壁厚增厚的情況相比，可以削減材料費(fèi)、輸送費(fèi)、現(xiàn)場(chǎng)焊接施工費(fèi)，從而能夠大幅節(jié)省管線管鋪設(shè)費(fèi)用。此外，管線管被鋪設(shè)在寒冷地區(qū)的情況也很多，因此，需要低溫韌性優(yōu)良。而且，為了在施工時(shí)能夠?qū)⒐芫€管彼此之間的端部接合，還要求優(yōu)良的現(xiàn)場(chǎng)焊接性。已經(jīng)提出了一種高強(qiáng)度管線管用鋼管(例如，特開(kāi)平10-298707號(hào)公報(bào)、特開(kāi)2001-303191號(hào)公報(bào)以及特開(kāi)2004-52104號(hào)公報(bào))，該高強(qiáng)度管線管用鋼管滿足上述要求，適用于比在專利文獻(xiàn)1中提出的管線管用鋼管的強(qiáng)度更高的X120級(jí)的管線管，且其母材的微觀組織以貝氏體和馬氏體的混合組織為主體。而且，在制造鋼管的時(shí)候，將鋼板成形為管狀，且對(duì)接部被縫焊。在像高強(qiáng)度管線管用鋼管那樣要求韌性以及生產(chǎn)效率的情況下，在縫焊時(shí)優(yōu)選從內(nèi)表面和外表面的埋弧焊。這樣，在對(duì)鋼材進(jìn)行多次焊接的情況下，6因在先焊接的熱量輸入而粗大化的焊接熱影響區(qū)(SeatEffectedgone,稱為HAZ)通過(guò)在后焊接的熱量輸入而被再加熱，存在韌性降低的問(wèn)題。已經(jīng)公知該再加熱后的HAZ(也稱為再熱HAZ)的韌性的降低是由馬氏體和奧氏體的混合物(Martensite—^usteniteConstituent,稱為MA)的生成而引起的。針對(duì)這樣的問(wèn)題，本發(fā)明人等中的一部分發(fā)明人提出了通過(guò)降低再熱HAZ的MA的面積率、抑制再熱HAZ的固化來(lái)抑制韌性的降低的方法(例如，特開(kāi)2004-68055號(hào)公報(bào)以及特開(kāi)2004-99930號(hào)公報(bào))。但是，在特開(kāi)2004-68055號(hào)公報(bào)中提出的方法是將鋼管的焊接部進(jìn)行熱處理的方法。因此，希望得到不需要焊接部的熱處理的方法或者在進(jìn)行熱處理的情況下能進(jìn)一步提高低溫度下的韌性的技術(shù)。此外，特開(kāi)2004-99930號(hào)公報(bào)中提出的方法是必須控制焊接后的冷卻速度的方法，根據(jù)制造條件，焊接部的冷卻速度有時(shí)難以控制。因此，還需要不依賴于焊接部的冷卻速度、使再熱HAZ韌性提高的技術(shù)。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明提供了作為抑制了再熱HAZ的韌性降低的低溫韌性優(yōu)良的API規(guī)格X120級(jí)的管線管用高強(qiáng)度鋼管及其制造方法，還提供了用作管線管用高強(qiáng)度鋼管的坯料的管線管用高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。本發(fā)明人為了得到周向的抗拉強(qiáng)度為900MPa以上、低溫韌性尤其是HAZ的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，著眼于有助于MA的生成的C、Si、Al、Nb、Mo的量而進(jìn)行了深入研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過(guò)將C、Si、Al、Nb、Mo的量控制在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，能夠抑制在再熱HAZ的原奧氏體晶界中的MA的生成，提高HAZ的低溫韌性。本發(fā)明是基于這些發(fā)現(xiàn)而完成的，其主旨如下所述。(1)一種低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，該鋼管通過(guò)將鋼板成形為管狀、且將該鋼板的對(duì)接部從內(nèi)表面和外表面各焊接一層而得到，所述鋼管的母材的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.0200.080%、Si:0.010.50%、Mo:0.010.15%、Al:0.00050.030%、Nb:0.00010.030%，且C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb為0.100%以下的范圍，而且進(jìn)一步含有Mn:1.502.50%、Ti:0.0030.030%、B:0.00010.0030%，并限制P:0.020%以下、S:0.0030%以下，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，焊接熱影響區(qū)的再熱區(qū)的原奧氏體晶界中存在的奧氏體與馬氏體的混合物的寬度為10um以下、長(zhǎng)度為50um以下。(2)根據(jù)上述(1)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，母材的周向的抗拉強(qiáng)度為900MPa以上。(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，焊接金屬的成分組成以質(zhì)量^計(jì)含有C:0.0100.100%、Si:0.010.50%、Mn:1.002.00%、Ni:1.303.20%、Al:0.00050.100%、Ti:0.0030.050%、O:0.00010.0500%，而且Cr、Mo、V中的一種或兩種以上合計(jì)含有1.002.50%，并限制P:0.020%以下、S:0.0100%以下，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。(4)根據(jù)上述(3)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，焊接金屬的成分組成以質(zhì)量X計(jì)含有B:0.00010.0050%。(5)根據(jù)上述(1)(4)中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，母材的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有Cu:0.051.50X和Ni:0.055.00%中的一種或兩種。(6)根據(jù)上述(1)(5)中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，母材的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有Cr:0.021.50%、W:0.012.00%、V:0.0100.100%、Zr:0.00010.0500%、Ta:0.00010.0500%中的一種或兩種以上。(7)根據(jù)上述(1)(6)中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，母材的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有Mg:0.00010.0100%、Ca:0.00010.0050%、REM:0.00010.0050%、Y:0.00010.0050%、Hf:0.00010.0050%、Re:0.00010.0050%中的一種或兩種以上。(8)—種低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板，該鋼板是上述(1)(4)中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的坯料，其特征在于，所述鋼板的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.0200.080%、Si:0.010.50%、Mo:0.010.15%、Al:0.00050.030%、Nb:0.00010.030%，且C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb為0.100%以下的范圍，而且進(jìn)一步含有Mn:1.502.50%、Ti:0.0030.030%、B:0.00010.0030%，并限制P:0.020%以下、S:0.0030%以下，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。(9)根據(jù)上述(8)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板，該鋼板是上述(5)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的坯料，其特征在于，所述鋼板的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有Cu:0.051.50%和Ni:0.055.00%中的一種或兩種。(10)根據(jù)上述(8)或(9)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板，該鋼板是上述(6)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的坯料，其特征在于，所述鋼板的成分組成以質(zhì)量^計(jì)含有Cr:0.021.50。％、W:0.012.00%、V:0.0100.100%、&:0.00010.0500%、Ta:0扁10.0500%中的一種或兩種以上。(11)根據(jù)上述8(10)中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板，該鋼板是上述7所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的坯料，其特征在于，所述鋼板的成分組成以質(zhì)量^計(jì)含有Mg:0.00010.0100%、Ca:0.00010.0050%、REM:0.00010.0050%、Y:0.00010.0050%、Hf:0.00010.0050%、Re:0.00010.0050%中的一種或兩種以上。(12)—種低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板的制造方法，該方法是上述(8)(11)中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，將包含上述(8)(11)中任意一項(xiàng)所述的成分的鋼進(jìn)行熔煉、鑄造而制成鋼坯，并將鋼坯再加熱到100(TC以上，將未再結(jié)晶溫度區(qū)中的壓下比設(shè)定為3以上而進(jìn)行熱軋，在500'C以下停止水冷。(13)—種低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，該方法是上述(1)(7)中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，將通過(guò)上述(8)(11)中任意一項(xiàng)所述的方法制造的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板成形為管狀，并將對(duì)接部焊接，然后進(jìn)行擴(kuò)管。(14)根據(jù)上述(13)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，將鋼板通過(guò)UO工序成形為管狀，將對(duì)接部從內(nèi)外表面進(jìn)行埋弧焊，然后進(jìn)行擴(kuò)管。9(15)根據(jù)上述(12)(14)中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，在上述(14)所述的埋弧焊中使用的焊絲的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.010.12%、Si:0.050.50%、Mn:1.002.50%、Ni:2.008.50%，而且Cr、Mo、V中的一種或兩種以上按Cr+Mo+V為1.005.00%的范圍含有，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。(16)根據(jù)上述(15)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，焊絲的成分組成以質(zhì)量X計(jì)含有B:0.00010.0050%。(17)根據(jù)上述(12)(16)中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，在焊接后、擴(kuò)管前，對(duì)焊接部以及焊接熱影響區(qū)進(jìn)行熱處理。(18)根據(jù)上述(12)(17)中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，在對(duì)焊接部以及焊接熱影響區(qū)進(jìn)行熱處理時(shí)的加熱溫度為200500°C。圖1是再熱HAZ的示意圖。圖2是表示成分對(duì)再熱HAZ的韌性的影響的圖。圖3是焊接金屬的再熱HAZ的示意圖。圖4是馬氏體或者貝氏體的示意圖。圖5是粒狀貝氏體的示意圖。具體實(shí)施例方式首先，對(duì)HAZ的低溫韌性進(jìn)行說(shuō)明。如圖1示意所示的那樣，再熱HAZ1是在先焊接的熔融線附近的焊接金屬以及HAZ通過(guò)在后焊接進(jìn)行了再加熱的部位。雖然根據(jù)焊接時(shí)的熱量輸入而多少不同，但通常HAZ為自熔融線10mm以內(nèi)的部位。在再熱HAZ中，沿著原奧氏體晶界3存在粗大的MA2，其成為破壞的起點(diǎn)時(shí)，低溫韌性顯著降低。因此，難以使高強(qiáng)度管線管用鋼管的板厚的1/2部分中的HAZ的韌性提高，尤其是在與再熱HAZ相當(dāng)?shù)牟课?、例如在距熔融線為lmm或2mm的位置設(shè)置了切口的情10況下，一40。C下的夏比沖擊試樣吸收功(Charpyabsorbedenergy)小于50J。本發(fā)明人等為了明確有助于生成MA的元素對(duì)焊接熱影響區(qū)的低溫韌性的影響、即C、Si、Al、Nb、Mo的添加量與HAZ的韌性的關(guān)系，而進(jìn)行了深入研究。首先，從由各種成分組成形成的鋼材選取試樣，實(shí)施模擬了再熱HAZ的熱過(guò)程的熱處理(稱為再熱HAZ再現(xiàn)試驗(yàn))。該熱處理是將鋼材加熱到1400。C之后馬上冷卻到室溫，進(jìn)一步加熱到75(TC之后馬上冷卻到室溫，將冷卻時(shí)的從75(TC至50(TC的冷卻速度設(shè)定為510°C/s。從再熱HAZ再現(xiàn)試驗(yàn)后的鋼材按照J(rèn)ISZ2242獲取V型切口試驗(yàn)片，實(shí)施一4(TC和一6(TC下的夏比沖擊試驗(yàn)。通過(guò)再熱HAZ再現(xiàn)試驗(yàn)來(lái)評(píng)價(jià)的韌性的結(jié)果如表2所示。圖2表示C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb的量與由模擬試驗(yàn)得到的再熱HAZ的一4(TC和一6(TC下的夏比沖擊試樣吸收功的關(guān)系。從圖2可以看出，能將C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb的量抑制在0.100%以下時(shí)，一40。C和一60。C下的再熱HAZ的夏比沖擊試樣吸收功為50J以上。接著，調(diào)査了C、Si、Al、Nb、Mo的添加量對(duì)再熱HAZ中的MA的生成的影響。從與低溫韌性的評(píng)價(jià)相同地進(jìn)行了再熱HAZ再現(xiàn)試驗(yàn)的鋼材選取試樣，進(jìn)行機(jī)械研磨以及硝酸乙醇(Nital)蝕刻，用掃描型電子顯微鏡(fanningglectronMicroscope,稱為SEM)來(lái)觀察金屬組織。在利用該SEM的觀察中，由于原奧氏體晶界中存在的MA全部為白色，因此能夠進(jìn)行判別。測(cè)定了該在原奧氏體晶界中生成的MA的尺寸的結(jié)果是在通過(guò)再熱HAZ再現(xiàn)試驗(yàn)而評(píng)價(jià)的韌性為良好的條件下，MA的寬度為10"m以下，長(zhǎng)度為50um以下?；谝陨弦?jiàn)解，又反復(fù)進(jìn)行了研討，結(jié)果確認(rèn)將C量抑制到0.080%以下，優(yōu)選為0.060%以下，將Si抑制到0.50X以下，將Mo抑制到0.15%以下，將Al以及Nb抑制到0.030%以下，且將C+0.25Si+0.1Mo+Al屮Nb的合計(jì)量設(shè)定為0.100%以下時(shí)，在再熱HAZ中，能夠抑制沿著粗大化了的原奧氏體晶界生成的MA的粗大化，且一4(TC和一6(TC下的夏比沖擊試樣吸收功提高到50J以上。本發(fā)明人等與再熱HAZ同樣對(duì)再熱焊接金屬的韌性進(jìn)行了研討。如圖3示意所示的那樣，再熱焊接金屬是通過(guò)在先焊接形成的周向的中央部的焊接金屬通過(guò)在后焊接而被再加熱的部位。再熱焊接金屬4雖然根據(jù)焊接時(shí)的熱量輸入而多少不同，但是，通常是在通過(guò)在先焊接形成的焊接金屬的周向的中央部中，自在后焊接的熔融線的距離為5mm以內(nèi)的部位。再熱焊接金屬中也與再熱HAZ同樣，沿著原奧氏體晶界存在粗大的MA，其成為破壞的起點(diǎn)，有時(shí)使夏比沖擊試樣吸收功顯著降低。對(duì)于再熱焊接金屬，將C量抑制到0.100%以下，將Si抑制到0.50。/^以下，優(yōu)選為0.40%以下，將A1抑制到0.100%以下，且將Cr+Mo+V抑制到2.50X以下時(shí)，能夠抑制沿著原奧氏體晶界生成的MA的粗大化，將含再熱焊接金屬的部位、例如在先焊接和在后悍接的會(huì)合部作為中心而選取試驗(yàn)片，在焊接金屬的周向的中央部中設(shè)置有切口的情況下，例如，一4(TC及一60'C下的夏比沖擊試樣吸收功為50J以上。下面，對(duì)作為本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼管的母材、鋼管的坯料的鋼板的成分組成的限定理由進(jìn)行敘述。C是提高鋼的強(qiáng)度的基本元素，必須添加0.020%以上。另一方面，通過(guò)添加超過(guò)0.080%的過(guò)量的C，鋼材的焊接性降低，再熱HAZ中生成粗大的MA，從而韌性降低，因此，將C量的上限設(shè)定為0.080%以下。從低溫韌性和強(qiáng)度的觀點(diǎn)來(lái)看，C量?jī)?yōu)選的范圍為0.0300.060%。Si為脫氧元素，必須添加0.01%以上。另一方面，Si量超過(guò)0.50X時(shí)，再熱HAZ中生成粗大的MA，從而韌性降低，因此，將上限設(shè)定為0.50%以下。Mo為使淬火性提高、形成碳氮化物而使強(qiáng)度提高的元素，為了得到該效果，必須添加0.01%以上。另一方面，添加超過(guò)0.15X的大量的Mo時(shí)，強(qiáng)度上升，從而韌性降低，此外，再熱HAZ中生成粗大的MA而損害韌性，因此，將上限設(shè)定為0.15%以下。Al為脫氧元素，必須添加0.0005%以上。為了充分降低氧量，Al優(yōu)選添加0.001%以上。另一方面，Al超過(guò)0.030%而添加時(shí)，再熱HAZ中生成粗大的MA，從而韌性降低，因此，將上限設(shè)定為0.030%以下。Nb可形成碳化物、氮化物，是對(duì)提高強(qiáng)度有效的元素。為了獲得該效果，必須添加0.0001%以上。為了充分提高強(qiáng)度，優(yōu)選添加0.001%以上的Nb。另一方面，Nb超過(guò)0.030%而添加時(shí)，在再熱HAZ中生成粗大的MA，12從而韌性降低，因此，將上限設(shè)定為0.030%以下。而且，在本發(fā)明中，C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb必須為0.100%以下。這是因?yàn)镃+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb超過(guò)0.100%時(shí)，再熱HAZ中生成粗大的MA，從而韌性降低。由于C、Si、Mo、Al以及Nb的下限分別為0.020%、0.01%、0.01%、0.0005%以及0.0001%，因此，C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb的下限為0.0241%。此外，Al和Nb優(yōu)選的下限均為0.001%，因此，C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb的優(yōu)選的下限為0.0255%。Mn為在鋼的強(qiáng)度及韌性的調(diào)整中必需的元素，小于1.50%時(shí)，難以確保強(qiáng)度，超過(guò)2.50%時(shí)，HAZ的韌性降低。因此，Mn的添加量設(shè)定為1.50%2.50%。Ti為脫氧元素，并且是形成氮化物、在晶粒的細(xì)?；邪l(fā)揮效果的元素。為了獲得效果，必須添加0.003%以上。另一方面，超過(guò)0.030%而添加時(shí)，碳化物的形成導(dǎo)致韌性顯著降低，因此，將上限設(shè)定為0.030%。B在固溶時(shí)使淬火性增加，并且以BN的形式析出時(shí)使得固溶N降低，是使得HAZ的韌性提高的元素。為了使得強(qiáng)度和韌性的平衡變得良好，必須使添加量為0.00010.0030%。P為雜質(zhì)，含量超過(guò)0.020%時(shí)，明顯阻礙鋼管的母材的韌性，因此，將上限設(shè)定為0.020%以下。為了抑制鋼管的HAZ的韌性的降低，優(yōu)選將P含量的上限設(shè)定為0.010%以下。S也為雜質(zhì)，含量超過(guò)0.0030%時(shí)，生成粗大的硫化物，損害韌性，因此，將上限設(shè)定為0.0030%。另外，在本發(fā)明中，作為改善強(qiáng)度以及韌性的元素，可以添加Cu、Ni、Cr、V、Zr、Ta中的一種或兩種以上的元素。Cu為不會(huì)使韌性降低且對(duì)強(qiáng)度上升有效的元素，但是，含量小于0.05%時(shí)，有時(shí)無(wú)法得到充分的效果，超過(guò)1.50%時(shí)，在鋼坯加熱時(shí)或焊接時(shí)容易發(fā)生裂紋。因此，01的含量?jī)?yōu)選為0.05%1.50%。Ni為對(duì)韌性以及強(qiáng)度的改善有效的元素，為了獲得該效果，優(yōu)選添加0.05%以上。另一方面，Ni超過(guò)5.00%而添加時(shí)，有時(shí)會(huì)損害焊接性，因此，優(yōu)選將上限設(shè)定為5.00%以下。Cr為通過(guò)析出強(qiáng)化而有助于鋼的強(qiáng)度提高的元素，優(yōu)選添加0.02%以上。另一方面，Cr超過(guò)1.50X而添加時(shí)，有時(shí)會(huì)使淬火性上升，并生成貝氏體組織，損害韌性，因此，優(yōu)選將上限設(shè)定為1.50%。W為使淬火性提高、并使強(qiáng)度提高的元素，為了得到該效果，優(yōu)選添加0.01%以上。另一方面，添加超過(guò)2.0%的大量的W時(shí)，強(qiáng)度上升，從而韌性降低，并且為了抑制在再熱HAZ中生成粗大的MA，優(yōu)選將上限設(shè)定為0.50%以下。V、Zr、Ta為形成碳化物、氮化物并有助于強(qiáng)度的提高的元素，優(yōu)選分別將下限設(shè)定為0.010%以上、0.0001%以上、0.0001%以上。為了充分獲得強(qiáng)度提高的效果，Zr以及Ta的優(yōu)選的下限均為0.001%以上。另一方面，V、Zr、Ta過(guò)量添加時(shí)，有時(shí)會(huì)損害韌性，因此，V、Zr、Ta的上限分別設(shè)定為0.100%以下、0.0500%以下、0.0500%以下。此外，為了控制氧化物、夾雜物的形態(tài)，也可以添加Mg、Ca、REM、Y、Hf、Re中的一種或兩種以上。Mg作為脫氧元素是有效的，優(yōu)選添加0.0001%以上。此外，Mg作為粒內(nèi)相變以及釘扎粒子(pinningparticle)而起作用，有助于鋼以及HAZ的細(xì)粒化，因此為了獲得該效果，優(yōu)選添加0.0010%以上。另一方面，Mg超過(guò)0.0100%而添加時(shí)，容易生成粗大的氧化物，有時(shí)會(huì)損害母材以及HAZ的韌性，因此，優(yōu)選將上限設(shè)定為0.0100%以下。Ca、REM、Y、Hf以及Re為生成硫化物、尤其是對(duì)于抑制在軋制方向上延伸的MnS的生成而有效的元素。為了獲得鋼材板厚方向的特性、尤其是耐層狀撕裂性的改善的效果，優(yōu)選將Ca、REM、Y、Hf以及Re的添加量的下限分別設(shè)定為0.0005%以上。另一方面，Ca、REM、Y、Hf以及Re的添加量超過(guò)0.0050%時(shí)，有時(shí)會(huì)形成粗大的夾雜物而損害韌性，因此，優(yōu)選將上限分別設(shè)定為0.0050%以下。含有上述成分的鋼在煉鋼工序中熔煉后，經(jīng)過(guò)連續(xù)鑄造工序形成鋼坯，通過(guò)熱軋形成鋼板。在本發(fā)明中，熱軋是重要的，將鋼坯再加熱后，在再結(jié)晶溫度以上的溫度下進(jìn)行再結(jié)晶區(qū)軋制，然后在低于再結(jié)晶溫度且在奧氏體區(qū)域中，進(jìn)行未再結(jié)晶區(qū)軋制。為了使得鋼板的組織變得微細(xì)，優(yōu)選為了使原奧氏體平均粒徑為20ym以下，熱軋必須在以下條件下進(jìn)行。在將鋼坯熱軋的情況下，再加熱的溫度設(shè)定為100(TC以上。這是因?yàn)樵阡摰慕M織形成奧氏體單相的溫度下、即在奧氏體區(qū)域進(jìn)行熱軋，可以使鋼板的晶體粒徑變得微細(xì)。上限沒(méi)有規(guī)定，但是，為了抑制原奧氏體晶粒的粗大化，優(yōu)選將再加熱溫度設(shè)定為125(TC以下。將未再結(jié)晶區(qū)軋制的壓下比設(shè)定為3以上。由此，原奧氏體的晶體粒徑變得微細(xì)，平均粒徑變成20ym以下。另外，在本發(fā)明中，未再結(jié)晶區(qū)軋制的壓下比是指，未再結(jié)晶軋制開(kāi)始前的板厚除以未再結(jié)晶區(qū)軋制后的板厚的比值。此外，為了將原奧氏體的晶體粒徑微細(xì)化，再結(jié)晶區(qū)軋制的壓下比優(yōu)選為2以上。另外，本發(fā)明中，再結(jié)晶區(qū)軋制的壓下比是指，鋼坯的板厚除以再結(jié)晶區(qū)軋制后的板厚的比值。此外，未再結(jié)晶區(qū)軋制以及再結(jié)晶區(qū)軋制的壓下比的上限沒(méi)有規(guī)定，但是考慮到軋制前的鋼坯的板厚和軋制后的鋼板的板厚，通常為10以下。另外，在軋制結(jié)束后實(shí)施水冷，而水冷停止溫度若為50(TC以下，就能獲得優(yōu)良的強(qiáng)度和韌性。水冷停止溫度的下限沒(méi)有規(guī)定，也可以水冷至室溫，但是從生產(chǎn)效率和氫致缺陷考慮，優(yōu)選為150。C以上。這樣得到的鋼板的金屬組織中，貝氏體的面積率或者貝氏體與馬氏體的面積率為80%以上，作為剩余部分的粒狀貝氏體、多角形鐵素體、MA中的一種或兩種以上的合計(jì)量為20%以下。將該鋼板作為坯料制造的鋼管的周向的抗拉強(qiáng)度為900MPa以上，低溫韌性也優(yōu)良，一4(TC下測(cè)定的夏比沖擊試樣吸收功為200J以上。在將鋼板成形為管狀后通過(guò)將對(duì)接部進(jìn)行電弧焊接來(lái)形成鋼管的情況下，成形優(yōu)選為將鋼板進(jìn)行C壓制、U壓制、O壓制的UOE工序。UOE工序是適合于高強(qiáng)度且板厚為1030mm的管線管用鋼管的成形的制造工序。從焊接金屬的韌性和生產(chǎn)效率的觀點(diǎn)來(lái)看，電弧焊接優(yōu)選采用埋弧焊。如果將由本發(fā)明的成分組成形成的鋼板作為坯料，從鋼管的內(nèi)表面以及外表面進(jìn)行焊接的熱量輸入較大的埋弧焊，也能使沿著再熱HAZ的原奧氏體晶界生成的MA的寬度達(dá)到10nm以下，長(zhǎng)度達(dá)到50um以下。此外，在進(jìn)行埋弧焊時(shí)，優(yōu)選熱量輸入為10.0kJ/mm以下。由此，HAZ的原奧氏體的平均粒徑為500ym以下，能進(jìn)一步縮短沿著再熱HAZ的原奧氏體晶界生成的MA的寬度及長(zhǎng)度。MA可以從再熱HAZ選取試樣，進(jìn)行機(jī)械研磨以及硝酸乙醇蝕刻，用SEM進(jìn)行觀察。利用SEM的MA的觀察可以在100010000倍的倍率下進(jìn)行。由于存在于原奧氏體晶界中的MA的寬度以及長(zhǎng)度越小越優(yōu)選，因此，下限沒(méi)有規(guī)定，但是在小于0.1ixm時(shí)，難以判別。此外，考慮到母材引起的成分的稀釋，為了使焊接金屬的成分組成在后述的范圍內(nèi)，焊絲優(yōu)選設(shè)定為以下的成分。即，該焊絲的成分組成以質(zhì)量X計(jì)含有C:0.010.12%、Si:0.050.5%、Mn:1.02.5%、Ni:2.08.5%，而且Cr、Mo、V中的一種或兩種以上按Cr+Mo+V為1.05.0%的范圍含有，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。也可以含有B:0細(xì)10.0050%。進(jìn)一步地，對(duì)焊接金屬的成分組成進(jìn)行說(shuō)明。C是對(duì)強(qiáng)度提高極有效的元素，優(yōu)選含有0.010%以上。但是，c量過(guò)多時(shí)，容易發(fā)生焊接低溫裂紋，特別是有時(shí)現(xiàn)場(chǎng)焊接部與縫焊交叉的所謂的"T交叉部"的HAZ硬化而損害韌性。因此，優(yōu)選將C量的上限設(shè)定為0.100%。為了使焊接金屬的韌性提高，更優(yōu)選將上限設(shè)定為0.050%以下。為了防止作為焊接缺陷的氣孔的產(chǎn)生，優(yōu)選含有0.01%以上的Si。另一方面，過(guò)量含有時(shí)，低溫韌性顯著變差，因此，優(yōu)選將上限設(shè)定為0.50%以下。特別是在進(jìn)行多次焊接的情況下，有時(shí)再熱焊接金屬的低溫韌性會(huì)劣化，因此，更優(yōu)選將上限設(shè)定為0.40%以下。Mn是對(duì)確保優(yōu)良的強(qiáng)度和韌性的平衡而有效的元素，優(yōu)選將下限設(shè)定為1.00%以上。但是，如果含有大量的Mn，則助長(zhǎng)了偏析，不僅低溫韌性劣化，而且也難以制造在焊接中使用的焊絲，因此，優(yōu)選將上限設(shè)定為2.00%以下。Ni是提高淬火性而確保強(qiáng)度、且使低溫韌性提高的元素，優(yōu)選含有1.30%以上。另一方面，Ni的含量過(guò)多時(shí)，有時(shí)會(huì)發(fā)生高溫裂紋，因此，將上限設(shè)定為3.20%以下。Al是在制造焊絲時(shí)為了良好地進(jìn)行精煉以及凝固而添加的元素，由于也可以在母材中添加，有時(shí)可以含有0.0005%以上。此外，為了活用微細(xì)的Ti系的氧化物來(lái)抑制焊接金屬的粒徑的粗大化，優(yōu)選含有0.001%以上的A1。但是，由于A1是促進(jìn)MA的生成的元素，含量的優(yōu)選上限為0.100Q^以下。Ti是生成微細(xì)的氧化物而使焊接金屬的粒徑微細(xì)化的元素，優(yōu)選含有0.003%以上。另一方面，大量含有Ti時(shí)，Ti的碳化物大量生成，使得低溫韌性劣化，因此，優(yōu)選將上限設(shè)定為0.050%以下。O為雜質(zhì)，焊接金屬中最終殘留的氧量大多為0.0001%。但是，O量超過(guò)0.0500%而殘留時(shí)，粗大的氧化物增多，焊接金屬的韌性會(huì)降低，因此，優(yōu)選將限定為0.0500%以下。Cr、Mo、V均為提高淬火性的元素，為了焊接金屬的高強(qiáng)度，優(yōu)選Cr、Mo、V中的一種或兩種以上合計(jì)含有1.00%以上。另外，Cr、Mo、V中的一種或兩種以上的合計(jì)量超過(guò)2.50%時(shí)，有時(shí)低溫韌性會(huì)劣化，因此，優(yōu)選將上限設(shè)定為2.50%以下。P以及S為雜質(zhì)，為了焊接金屬的低溫韌性的劣化、低溫裂紋感受性的降低，P以及S的上限優(yōu)選分別設(shè)定為0.020%以及0.0100以下。另夕卜，從低溫韌性的觀點(diǎn)來(lái)看，P的更優(yōu)選的上限為0.010%。焊接金屬也可以進(jìn)一步含有B。B是使焊接金屬的淬火性增加的元素，為了提高強(qiáng)度，優(yōu)選含有0.0001%以上。另一方面，B的含量超過(guò)0.0050%時(shí)，有時(shí)會(huì)損害韌性，因此，優(yōu)選將上限設(shè)定為0.0050%以下。如果將焊接金屬的成分組成設(shè)定在以上的范圍內(nèi)，則可以使沿著再熱焯接金屬的原奧氏體晶界生成的MA的寬度達(dá)到10lim以下，長(zhǎng)度達(dá)到50um以下。而且，為了使得MA微細(xì)化，優(yōu)選將熱量輸入設(shè)定為10.0kJ/mm以下，并進(jìn)行埋弧焊。在鋼管的含焊接金屬的部位進(jìn)行周向的拉伸試驗(yàn)時(shí)，抗拉強(qiáng)度也優(yōu)選為900MPa以上。因此，優(yōu)選焊接金屬的強(qiáng)度比母材高，抑制HAZ的軟化，使拉伸試驗(yàn)中的斷裂部位作為母材。為了使焊接金屬的強(qiáng)度達(dá)到母材以上，并使得焊接金屬的韌性變得良好，優(yōu)選在焊接金屬的金屬組織中，貝氏體的面積率或者貝氏體與馬氏體的面積率為80%以上，作為剩余部分的粒狀貝氏體、多角形鐵素體、MA中的一種或兩種以上的合計(jì)量為20%以下。在通過(guò)光學(xué)顯微鏡進(jìn)行鋼板、鋼管的母材以及焊接金屬的組織觀察時(shí)，可以將鋼管的圓周方向或者鋼板的寬度方向的截面作為觀察面，進(jìn)行機(jī)械研磨后，用硝酸乙醇進(jìn)行蝕刻。在光學(xué)顯微鏡的觀察中使用的試樣的調(diào)整、原奧氏體的平均粒徑的測(cè)定優(yōu)選根據(jù)JISG0551的切割法來(lái)進(jìn)行。在通過(guò)光學(xué)顯微鏡觀察本發(fā)明的鋼板、鋼管的母材以及焊接金屬的金屬組織時(shí)，將所看到的由貝氏體和馬氏體形成的金屬組織示意性地示于圖4中。圖4(a)為也稱作"下貝氏體"的金屬組織，由微細(xì)的板條5和在該板條內(nèi)析出的微細(xì)的滲碳體6形成。另外，在利用光學(xué)顯微鏡的組織觀察中，馬氏體也與圖4(a)相同，由微細(xì)的板條5和在該板條內(nèi)析出的微細(xì)的滲碳體6形成。圖4(b)為也稱作"模擬上貝氏體"的金屬組織，與圖4(a)的下部貝氏體相比板條的寬度更寬，而且在板條內(nèi)不存在微細(xì)的滲碳體，在板條5之間具有MA。在本發(fā)明中，貝氏體是圖4(a)中示意顯示的形態(tài)的下部貝氏體和圖4(b)中示意顯示的形態(tài)的模擬上部貝氏體的總稱。另外，用光學(xué)顯微鏡觀察金屬組織時(shí)，馬氏體和下部貝氏體均為圖4(a)中示意性地顯示的形態(tài)，因此難以判別。另外，馬氏體以及貝氏體、和鐵素體以及粒狀貝氏體可以利用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行判別。粒狀貝氏體與針狀鐵素體相類似，如圖5示意所示的那樣，與模擬上部貝氏體相比具有粗大的MA，而且與貝氏體不同，存在粒狀鐵素體7。此外，為了使鋼管的周向的抗拉強(qiáng)度為900MPa以上，確保良好的韌性，優(yōu)選將由母材以及焊接金屬的成分組成計(jì)算得到的碳當(dāng)量Ceq、淬火性指標(biāo)Pcm中的任意一方或雙方設(shè)定在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)。碳當(dāng)量Ceq通過(guò)下述(式1)計(jì)算得到，優(yōu)選的是，對(duì)于母材而言為0.200.80的范圍，對(duì)于焊接金屬而言為0.601.30?？紤]到強(qiáng)度和韌性的平衡，更優(yōu)選的是，對(duì)于母材而言為0.300.70的范圍，對(duì)于焊接金屬而言為0.701.20。Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5(式l)這里，C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V為各元素的含量(質(zhì)量％)。此外，淬火性指標(biāo)Pcm可以通過(guò)下述(式2)計(jì)算得到，優(yōu)選的是，對(duì)母材而言為0.1000.300的范圍，對(duì)焊接金屬而言為0.2000.500。考慮到強(qiáng)度和韌性的平衡，更優(yōu)選的是，對(duì)母材而言為0.1500.250的范圍，18對(duì)焊接金屬而言為0.2500.400。Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+薩0+Mo/15+V/10+5XB(式2)這里，C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V、B為各元素的含量(質(zhì)量%)。另夕卜，作為選擇性地含有的元素即Cu、Ni、Cr、V的含量在小于優(yōu)選的下限時(shí)，在(式l)以及(式2)中計(jì)為O，由此來(lái)計(jì)算碳當(dāng)量Ceq以及淬火性指標(biāo)Pcm。優(yōu)選在鋼管的焊接部以及HAZ中進(jìn)一步實(shí)施熱處理，在200500°C的溫度下加熱時(shí)，沿著原奧氏體晶界生成的粗大的MA分解成貝氏體和微細(xì)的滲碳體，從而韌性提高。在加熱溫度低于20(TC時(shí)，有時(shí)粗大的MA的分解不充分，提高韌性的效果不充分，因此，優(yōu)選將下限設(shè)定為200'C以上。另外，在超過(guò)500'C下加熱焊接部時(shí)，有時(shí)會(huì)生成析出物，焊接金屬的韌性劣化，因此，優(yōu)選將上限設(shè)定為50(TC以下。再熱HAZ中生成的MA分解成貝氏體和滲碳體時(shí)，在利用SEM進(jìn)行的觀察中，形狀與MA相同，但是，變成在內(nèi)部含有微細(xì)的白色的析出物的結(jié)構(gòu)，可以與MA進(jìn)行區(qū)別。焊接部以及HAZ的熱處理可以從外面通過(guò)燃燒爐進(jìn)行加熱，也可以進(jìn)行高頻加熱。外表面達(dá)到熱處理溫度之后，也可以立刻冷卻，但是，為了促進(jìn)MA的分解，優(yōu)選保持1秒300秒。但是，考慮到設(shè)備的成本、生產(chǎn)效率，保持時(shí)間優(yōu)選設(shè)定為180秒以下。實(shí)施例下面，通過(guò)實(shí)施例對(duì)本發(fā)明作詳細(xì)的說(shuō)明。(實(shí)施例1)將由表l、表2(表l的續(xù)表)的成分組成形成的鋼熔煉，通過(guò)連續(xù)鑄造制成具有240mm的厚度的鋼坯。表1的空欄表示成分的含量低于檢測(cè)界限。將這些鋼坯加熱到11001210°C，在950。C以上的再結(jié)晶溫度下熱軋至板厚為100mm為止，然后，在88(TC開(kāi)始未再結(jié)晶區(qū)軋制，在750'C結(jié)束軋制，使板厚為1325mm，在67075(TC的溫度范圍內(nèi)開(kāi)始水冷，在30(TC停止水冷。19將得到的鋼板通過(guò)UOE工序成形為管狀，從表面以及外表面將對(duì)接部各埋弧焊一層。焊絲的成分組成為以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.010.12%、Si:0.050.5%、Mn:1.02.5%、Ni:2.08.5%，而且Cr、Mo、V中的一種或兩種以上按Cr+Mo+V為1.05.0%的范圍含有，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，一部分的焊絲還可以含有B:0.00010.0050%。焊接的熱量輸入設(shè)定為2.05.0kJ/mm。將距離作為焊接金屬與HAZ的邊界的熔融線為lmm的位置作為觀察位置，根據(jù)JISG0551觀察HAZ的金屬組織，通過(guò)切割法測(cè)定原奧氏體的平均粒徑。此外，通過(guò)SEM對(duì)經(jīng)硝酸乙醇蝕刻的試樣進(jìn)行觀察，測(cè)定MA的寬度以及長(zhǎng)度。母材的周向的抗拉強(qiáng)度的測(cè)定以及HAZ的夏比沖擊試驗(yàn)根據(jù)API規(guī)格5L來(lái)進(jìn)行。HAZ的夏比沖擊試驗(yàn)以使切口的位置成為再熱HAZ。具體地說(shuō)，在距離熔合部為lmm的部位導(dǎo)入V型切口，在一40"C和—6(TC下進(jìn)行試驗(yàn)。結(jié)果如表3所示。另外，將焊接金屬作為試驗(yàn)片的中央部測(cè)定得到的周向的抗拉強(qiáng)度與母材的抗拉強(qiáng)度相同，可以確認(rèn)斷裂部位為母材。此外，從一部分的鋼管的焊接金屬選取試樣，進(jìn)行成分組成的分析。結(jié)果如表4所示。表4的空欄表示成分的含量低于檢測(cè)界限。而且，在這些鋼管的焊接金屬的周向的中央部，將距離在先焊接與在后焊接的會(huì)合部為lmm的位置作為觀察位置，根據(jù)JISG0551觀察通過(guò)在先焊接形成的焊接金屬的組織、即再熱焊接金屬的金屬組織，通過(guò)切割法測(cè)定原奧氏體的平均粒徑。并且，通過(guò)SEM對(duì)經(jīng)硝酸乙醇蝕刻的試樣進(jìn)行觀察，測(cè)定MA的寬度以及長(zhǎng)度。焊接金屬的拉伸試驗(yàn)以及夏比沖擊試驗(yàn)根據(jù)API規(guī)格5L來(lái)進(jìn)行。焊接金屬的夏比沖擊試驗(yàn)以使切口的位置成為再熱焊接金屬的方式進(jìn)行。具體地說(shuō)，在試驗(yàn)片中將焊接金屬的在先焊接和在后焊接的會(huì)合部作為中心而導(dǎo)入V型切口，在一4(TC和一6(TC下進(jìn)行試驗(yàn)。結(jié)果如表5所示。而且，對(duì)于一部分的試樣，采取含焊接金屬以及HAZ的試樣，用熱電偶測(cè)定表面的溫度，同時(shí)從焊接部以及HAZ的外面進(jìn)行利用加熱爐的熱處理。另外，不進(jìn)行在熱處理溫度下的保持，在達(dá)到熱處理溫度后，立刻冷卻。在如表6所示的條件下進(jìn)行熱處理后，測(cè)定再熱HAZ中的MA的寬度以及長(zhǎng)度，進(jìn)行HAZ的夏比沖擊試驗(yàn)。此外，將焊接金屬作為試驗(yàn)片的中央部，測(cè)定周向的抗拉強(qiáng)度。結(jié)果如表5所示。對(duì)于焊接金屬，在表7所示的條件下進(jìn)行熱處理后，測(cè)定再熱焊接金屬中的MA的寬度以及長(zhǎng)度，進(jìn)行焊接金屬的夏比沖擊試驗(yàn)以及拉伸試驗(yàn)。結(jié)果如表7所示。在表3中，鋼管母材No.BlB22表示本發(fā)明的例子。這些鋼板中的任意一個(gè)均為抗拉強(qiáng)度高，在再熱HAZ的原奧氏體晶界中觀察到的MA微細(xì)，HAZ的低溫韌性也優(yōu)良，由vE-4o以及vE-6o表示的—40'C以及一60"C下的HAZ的夏比沖擊試樣吸收功超過(guò)50J。另一方面，鋼管母材No.B23B31是成分組成在本發(fā)明的范圍之外的比較例，任意一個(gè)的C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb均超過(guò)0.100%，因此，再熱HAZ的MA粗大化，HAZ的韌性降低。此外，鋼管母材No.B23由于C量比本發(fā)明的范圍低，因此，抗拉強(qiáng)度降低。鋼管母材No,B26以及B27分別是P以及S的含量比本發(fā)明的范圍高，因此，HAZ的韌性顯著降低。表5所示的焊接金屬No.WlW14是焊接金屬的成分在優(yōu)選的范圍內(nèi)的本發(fā)明的例子。因此，再熱焊接金屬的MA是微細(xì)的，由vE-4。以及vE,表示的一4(TC以及一6(TC下的焊接金屬的夏比沖擊試樣吸收功超過(guò)50J。另一方面，焊接金屬No.W15W20是母材的成分在本發(fā)明的范圍之外、且焊接金屬的成分在優(yōu)選的范圍之外的比較例。此外，焊接金屬No.W21W25是焊接金屬的成分在優(yōu)選的范圍之外的參考例。焊接金屬No.W15由于C量比優(yōu)選的范圍低，因此抗拉強(qiáng)度降低。焊接金屬No.W16以及W17的C量和Mn量分別比優(yōu)選的范圍高，因此，強(qiáng)度上升，再熱焊接金屬的MA粗大化，焊接金屬的韌性降低。焊接金屬No.W18的P量、No.W19的S量比優(yōu)選的范圍高，因此，是焊接金屬的韌性降低的例子。焊接金屬No.W20的Ti量比優(yōu)選的范圍高，因此，生成Ti碳化物，從而焊接金屬的韌性降低。焊接金屬No.W21的Si量、焊接金屬No.W22的Al量比優(yōu)選的范圍高，因此，再熱焊接金屬的MA粗大化，從而焊接金屬的韌性降低。焊接金屬No.W23的Ni量比優(yōu)選的范圍多，強(qiáng)度以及韌性良好，但是，發(fā)生高溫裂紋。悍接金屬No.W24由于Cr+Mo+V的量比優(yōu)選的范圍低，因此，抗拉強(qiáng)度降低，焊接金屬No.W25由于Cr+Mo+V的量比優(yōu)選的范圍高，因此，21強(qiáng)度上升，再熱焊接金屬的MA粗大化，從而焊接金屬的韌性降低。在表6中，鋼管母材No.BlB19的熱處理溫度在優(yōu)選的范圍內(nèi)，與熱處理前相比較，周向的抗拉強(qiáng)度降低，再熱HAZ的MA分解而變微細(xì)，韌性提高。另外，鋼管母材No.B20的熱處理溫度比優(yōu)選的范圍低，因此，MA的微細(xì)化、韌性的提高的效果不顯著。此外，鋼管母材B21以及B22的熱處理溫度比優(yōu)選的溫度高，雖然可以看到若干的MA的分解，但是，韌性比熱處理前降低。如表7所示，焊接金屬No.WlW11的熱處理溫度在優(yōu)選的范圍內(nèi)，與熱處理前相比較，抗拉強(qiáng)度降低，再熱焊接金屬的MA分解而變微細(xì)，韌性提高。另一方面，焊接金屬No.W12的熱處理溫度比優(yōu)選的范圍低，因此，MA的微細(xì)化、韌性的提高的效果不顯著。此外，焊接金屬W13以及W14的熱處理溫度比優(yōu)選的溫度高，雖然可以看到少許的MA的分解，但是，韌性比熱處理前降低。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>表2(表l的續(xù)表)<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>表7<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>根據(jù)本發(fā)明，能夠提供抑制了鋼管的HAZ的韌性降低的API規(guī)格X120級(jí)的管線管用高強(qiáng)度鋼管及其制造方法，還能提供用作管線管用高強(qiáng)度鋼管的坯料的管線管用高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，本發(fā)明在工業(yè)上的貢獻(xiàn)極其顯著。權(quán)利要求1、一種低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，該鋼管通過(guò)將鋼板成形為管狀、且將該鋼板的對(duì)接部從內(nèi)表面和外表面各焊接一層而得到，所述鋼管的母材的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有C0.020～0.080％、Si0.01～0.50％、Mo0.01～0.15％、Al0.0005～0.030％、Nb0.0001～0.030％，且C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb為0.100％以下的范圍，而且進(jìn)一步含有Mn1.50～2.50％、Ti0.003～0.030％、B0.0001～0.0030％，并限制P0.020％以下、S0.0030％以下，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，焊接熱影響區(qū)的再熱區(qū)的原奧氏體晶界中存在的奧氏體與馬氏體的混合物的寬度為10μm以下、長(zhǎng)度為50μm以下。2、根據(jù)權(quán)利要求l所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，母材的周向的抗拉強(qiáng)度為900MPa以上。3、根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，焊接金屬的成分組成以質(zhì)量^計(jì)含有C:0.0100.100%、Si:0.010.50%、Mn:1.002.00%、Ni:1.303.20%、Al:0.00050.100%、Ti:0.0030.050%、O:0.00010.0500%，而且Cr、Mo、V中的一種或兩種以上合計(jì)含有1.002.50%，并限制P:0.020%以下、S:0.0100%以下，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。4、根據(jù)權(quán)利要求3所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，焊接金屬的成分組成以質(zhì)量X計(jì)含有B:0.00010.0050%。5、根據(jù)權(quán)利要求14中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，母材的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有Cu:0.051.50X和Ni:0.055.00%中的一種或兩種。6、根據(jù)權(quán)利要求15中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，母材的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有Cr:0.021.50%、W:0.012.00%、V:0.0100.100%、Zr:0.00010.0500%、Ta:0.00010.0500%中的一種或兩種以上。7、根據(jù)權(quán)利要求16中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管，其特征在于，母材的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有Mg:0.00010.0100%、Ca:0.00010.0050%、REM:0.00010.0050%、Y:0.0001050%、Hf:0.00010.0050%、Re:0.00010.0050%中的一種或兩種以上。8、一種低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板，該鋼板是權(quán)利要求14中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的坯料，其特征在于，所述鋼板的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.0200.080%、Si:0.01%、Mo:0.010.15%、AI:0.00050.030%、Nb:.0001.030%,.25Si+0.1Mo+Al+Nb為0.100%以下的范圍，而且進(jìn)一步含有Mn:2,50%、Ti:0扁0細(xì)％、B:0.00010.0030%，并限制P:0.020%以下、S:0.0030%以下，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。9、根據(jù)權(quán)利要求8所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板，該鋼板是權(quán)利要求5所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的坯料，其特征在于，所述鋼板的成分組成以質(zhì)量X計(jì)含有Cu:0.051.50X和Ni:0.055.00%中的一種或兩種。10、根據(jù)權(quán)利要求8或9所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板，該鋼板是權(quán)利要求6所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的坯料，其特征在于，所述鋼板的成分組成以質(zhì)量^計(jì)含有Cr:0.021.50%、W:0.012.00%、V:0.0100.100%、Zr:0.00010.0500%、Ta:.0500%中的一種或兩種以上。11、根據(jù)權(quán)利要求810中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板，該鋼板是權(quán)利要求7所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的坯料，其特征在于，所述鋼板的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有Mg:(0.00010.0100%、Ca:0.00010.0050%、REM:0.00010.0050%、Y:(0.00010.0050%、Hf:0.00010.0050%、Re:0.00010.0050%中的一種或兩種以上。12、一種低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板的制造方法，該方法是權(quán)利要求811中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，將包含權(quán)利要求811中任意一項(xiàng)所述的成分的鋼進(jìn)行熔煉、鑄造，并將鋼坯再加熱到100(TC以上，將未再結(jié)晶溫度區(qū)中的壓下比設(shè)定為3以上而進(jìn)行熱軋，在500。C以下停止水冷。13、一種低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，該方法是權(quán)利要求17中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，將通過(guò)權(quán)利要求811中任意一項(xiàng)所述的方法制造的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼板成形為管狀，并將對(duì)接部焊接，然后進(jìn)行擴(kuò)管。14、根據(jù)權(quán)利要求13所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，將鋼板通過(guò)UO工序成形為管狀，將對(duì)接部從內(nèi)外表面進(jìn)行埋弧焊，然后進(jìn)行擴(kuò)管。15、根據(jù)權(quán)利要求1214中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，在權(quán)利要求14所述的埋弧焊中使用的焊絲的成分組成以質(zhì)量^計(jì)含有C:0.010.12%、Si:0.050.50%、Mn:1.002.50%、Ni:2.008.50%，而且Cr、Mo、V中的一種或兩種以上按Cr+Mo+V為1.005.00%的范圍含有，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。16、根據(jù)權(quán)利要求15所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，焊絲的成分組成以質(zhì)量X計(jì)含有B:0.00010.0050%。17、根據(jù)權(quán)利要求1216中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，在焊接后、擴(kuò)管前，對(duì)焊接部以及焊接熱影響區(qū)進(jìn)行熱處理。18、根據(jù)權(quán)利要求1317中任意一項(xiàng)所述的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的制造方法，其中，在對(duì)焊接部以及焊接熱影響區(qū)進(jìn)行熱處理時(shí)的加熱溫度為200500°C。全文摘要本發(fā)明提供一種抑制了鋼管的HAZ的韌性降低的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管及其制造方法，還提供用作管線管用高強(qiáng)度鋼管的坯料的管線管用高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。本發(fā)明的低溫韌性優(yōu)良的管線管用高強(qiáng)度鋼管的特征在于，其母材的成分組成以質(zhì)量％計(jì)含有C0.020～0.080％、Si0.01～0.50％、Mo0.01～0.15％、Al0.0005～0.030％、Nb0.0001～0.030％，且C+0.25Si+0.1Mo+Al+Nb為0.100％以下的范圍，焊接熱影響區(qū)的再熱區(qū)的原奧氏體晶界中存在的奧氏體與馬氏體的混合物的寬度為10μm以下、長(zhǎng)度為50μm以下。文檔編號(hào)C22C38/00GK101484600SQ20078002481公開(kāi)日2009年7月15日申請(qǐng)日期2007年7月2日優(yōu)先權(quán)日2006年7月4日發(fā)明者原卓也,寺田好男,朝日均申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社