JPS6268694A - 熱処理鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明Ｖ′ｉ潜弧溶接により製造した鋼管を熱処理すに
とにより、必要な強度と靭性を与える熱処理鋼管の製造
方法に関するものである。

（従来の技術） 最近、エネルギー資源の枯渇により、その開発地帯は、
極地化、深海化の傾向が著しく、使用さｎる鋼管に要求
される特性は一段と高靭性化、高強度化してきている。

この要求愼は安全性の面からこれまでのように溶接まま
あるいは応力除去焼鈍処理による方法では満たすことが
できない値である。従来、溶接鋼管を熱処理して高靭化
を達成する技術として特開昭５０−３３９４６号公報、
同５６−７７３３４号公報などに溶接金属の低酸素化が
高靭化に有効な方法として提案されている。これらは、
酸素量が多くなると酸化物系介在物が増加し上部ベイナ
イト組織となるため靭性が低下することを溶接金属を低
酸素化することによって防止しようとするものである。

しかし、低酸素化のみでは十分な焼き入れ性が得られず
、また、フラックスの作業性（耐欠陥性）に問題があっ
た。一方、特開昭５９−４９９３号公報では溶接金属中
の酸素量が多くても焼き入れ性が十分あれば高靭性が得
らｎるとして合金元素を大量に使用する技術が提案され
ているが、合金成分が大量となるため水素による低温割
ｎおよび達成できる溶接金属の性能の面で問題があった
。さらに特公昭６０−２８８８５号公報では溶接金属の
炭素当量によりオーステナイト化温度を変えて焼き入ｎ
を行えば熱処理後の靭性が優れた溶接金属が得られるこ
とを提案している。

この溶接金属は溶接ままのミクロ組織がいわゆるアシキ
ュラーフェライトの組織を対象としていることから本発
明の対象とする引張強さが７０　ｋｇ／ｍ”以上の溶接
金属には適用できず、したがって、オーステナイト化温
度以下のフェライト、オーステナイトが共存する焼き入
れ温度では高靭性が得られなかった。このように、従来
の技術では、溶接金属の性能あるいは低温割れ、フラッ
クスの作業性等の面で開票があった。

（発明が解決しようとする問題点） 不発明は、溶接金属中の酸素量を低減すると同時にＮｌ
　、　Ａｔ、　Ｂを有効に利用して、溶接金属の引張強
さが７０　ｋｇｆ　／ｒｘｔｉ２以上となる高張力鋼管
の製造方法の提供を目的とする。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、この鋼管の製造に関して、種々の検討を
行った結果、造管浴接時に鋼管素材、溶接ワイヤ、溶接
フラックスおよび、その熱処理条件を限定すれば、高強
度、高靭性鋼管が効果的に得られることを見出したもの
で、その要旨は、重量％でＣ：　０．０５〜０．１５％
　、　Ｓｉ　：　０．４％以下。

Ｍｎ　　：　　０．５〜０．１５％　　、　　Ｎｌ　　
：　　０．５〜９．５　　％　、Ａｔ　：０．１％以下
またこれに必要に応じてさらに、Ｂ：０．００２０％以
下、　ＭＱ　：　１．０％以下、Ｃｒ：Ｑ、６％以下、
’ｒｌ　：　０．０６　％以下の１種以上を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物よシなる鋼板を、Ｃ：０．
０５〜０．１５％、Ｓ１：０．２％以下、　Ｍｎ　：　
Ｑ、５〜０．１５壬、　Ｎｉ　：　１１．５ｑｂ以下、
Ａｔ：０．２％以下。

またこれに必要に応じてさらに、Ｍｏ　：　１．０　％
以下。

Ｃｒ：０．６％以下、Ｔ１：０．０６％以下の１種以上
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる溶接
ワイヤと、下式で与えられる塩基度Ｂｘが１．５以上で
あり、かつＣＯ２ガス成分を除くフラックス重量に対し
、ＣａＦ’ｚ　：　６〜６０％を含み、かつスラックス
中の炭酸塩鉱物のＣＯ２ガス成分が、ＣＯ□ガス量に換
算して、ＣＯ２ガス成分を除くフラックス重量の５％以
下を含有するフラックスを用いて、潜弧溶接により造管
した鋼管を、ｈｃｓ〜１０５０℃で１〜３０分加熱後冷
却し、ついで５００℃〜ｋａ。

直下の温度で５〜３０分焼き戻しすることを％徴とする
熱処理鋼管の製造方法にある。

但し、Ｂｘ＝６゜５０　ＮＢ１０　＋　６．０５　Ｎ（
ａ□　＋　４．８　ＮＭａＯ＋　４．０　ＮＭＩＯ＋　
３．４　ＮＦ、Ｏ＋　５．　Ｉ　ＮＣ＆Ｆ２＋　０．３
　ＮＺｒＯ２−０，２Ｎｈｔ２ｏ３−２．２　ＮＴｉＯ
２−６，３Ｎｓ　量０２ でありＮｋは成分にのモル分率とする。

以下、本発明の詳細な説明する。

（作用） 本発明の対象とする鋼管は、引張強さが７０　ｋｇ／＋
ｍ”以上の強度の高いものである。最初に鋼管素材とな
る鋼板の成分組成の限定理由について説明する。

まず、Ｃは０．０５％未満の場合は焼き入ｎ性が不足し
目的とするす度を得られない。しかし、０．０１５％を
超えると低温靭性が低下する。この点から鋼板中のＣ量
は０，０５〜０．１５％と限定する。

つぎに、Ｓｉは鋼板中に脱酸および強度の確保の目的で
添加される。しかし、０．４％を超えて含有すると靭性
に有害であり、こ′ｎは溶接金属に移行した場合も同様
であることから鋼板中の３１量は０．４％を上限とする
。

また、Ｍｎは強度を得るために添加さ汎る元素であるが
、０．５％未満では強度が不足し、０．１５％を超える
と低温靭性が低下する。これは溶接金属に移行した際も
同様である。したがって、鋼板０Ｍｎ量は０．５〜０．
１５％の範囲内とする。

さらに、Ｎｌについてその範囲を０．５〜９．５％とし
たのは、本発明がＮｌを０．５％程度以上含んだＨＴ７
０以上の高強度材料からＮｉを９．５％程度含む極低温
（−１９６℃）材料まで対象とするからである。

ＡＡは母材中の介在物を低減しＢの焼き入ｎ性を高めか
つ窒化物を形成して組織の微細化に寄与するので０．１
％まで添加される。しかし０．１％超では靭性の劣化を
引き起こす。したがって、０．１％以下に限定する。

以上が鋼板の基本成分系であるが、この他、鋼板の強度
、靭性等の向上のため、Ｂ　、　Ｍｏ　、　Ｃｒ　。

Ｔｉの１種以上を添加することができる。

まず、Ｂは溶接に際してワイヤから添加されるＡｔとの
併用にて微量添加で鋼の焼き入ｎ性を高める元素である
が０．００２％を超えては不必要でありむしろ焼き入れ
性に対して有害である。したがって、０．００２％以下
に限定する。

また、ＭｏはＨＴ７０以上の低合金高強度鋼板の強度確
保の目的で添加さ几るが１．０チ超の添加は靭性低下に
つながる。したがってｉ、　Ｏ％以下に限定する。

さらに、ＣｒもＭｏと同じ目的で添加さ汎る場合がある
がこの場合には０．６％超では靭性が低下することから
０．６％以下とする。

Ｔｉについては微量添加で鋼板素材の引張強さおよび靭
性を高める元素であるが、窒化物、炭化物あるいは炭窒
化物を形成して靭性を劣化させるため極微量に制限する
必要があり、その範囲は０．０６％以下とする。

以上が鋼板の成分組成に関しての限定理由である。次に
溶接ワイヤの成分組成を前記のごとく定めた理由につい
て述べる。

ます、Ｃについては０．０５％未満では前記のごとき鋼
板を溶接する際得られる溶接金属のＣｉが０．０３％と
なる場合が生ずるため焼き入れ性が不足して目的とする
強度が得られない。一方、ワイヤのＣｉが０．１５％を
超えると溶接金属へ移行した際Ｃ％が０．１５％を超え
る場合があり、低温靭性が低下する。以上の理由から溶
接ワイヤのＣｉを０．０５〜０．１５％とした。

次にｓｉについては前記のごとき鋼板と組み合わせて溶
接を行う場合ワイヤのｓｉ量が０．２％を超えると溶接
金属の８１世が０．４％を超す場合が生じ、靭性に悪影
響をおよぼす。よってワイヤのｓｌＢを０．２％以下と
した。

また、Ｍｎについては、鋼板の場合と同様に０５チ未満
の添加では必要とする強度が得らｎない場合があシ、０
．１５係以上の添加では低温靭性が低下する。したがっ
て、ワイヤ中のＭｎの範囲は０．５〜０．１５％とした
。

さらに、Ｎｉについても、前記の鋼板の場合と同様溶接
の対象とする鋼がＮｔｚ９．ｓ％以下のものであるため
、共金系溶接金属を得ることおよび溶接金属の焼き入ｎ
性が母材に比べて少し劣ることを考慮して、ワイヤのＮ
ｌ量の上限は１１．５チとした。

次に、ｋｌについて述べるとＡｔは溶接後の熱処理時に
ＡｌＮとしてフリーＮを固定する効果とオーステナイト
粒の粗大化を抑制する効果を持つ。本発明での対象鋼種
は７０ｋｇ／ｌｌｌｌｍ２以上の強度を持たせるため、
オーステナイト−フェライト変態後の組織は下部ベイナ
イト＋マルテンサイト組織となる。したがって、溶接後
の熱処理温度が高くなると溶接金属の粗粒化が著しくな
り靭性は低下する。

また、溶接金属中においてＡｔは最も脱酸力の強い元素
であるため焼き入れ性向上のために鋼板側から微量添加
さｎるＢの保護の役割りを果たす。このだめに溶接ワイ
ヤ中にＡｔを０．２％まで添加する必要がある。しかし
、０．２％を超えると溶接金属中への移行量が多くなる
ためＡＬＮが過剰析出し靭性が低下する。また溶接まま
では溶接金属の靭性が著しく低下し熱処理までの取扱時
に破壊するおそれがちる。

以上がワイヤの基本成分系であるが、この他溶接金属の
強度、靭性等の向上のため、Ｍｏ　、　Ｃｒ　、　Ｔｉ
の１種以上をワイヤに添加することができる。

まず、Ｍｏは鋼板と同様に溶接金属の強度を得るために
必要な元素であるが１．０係を超えると靭性が低下する
。したがって、溶接ワイヤのＭｏは１．０係以下とする
。

次に、ＣｒについてもＭＯと同様であり、０，６％を超
えると靭性が低下するため、その上限の添加量は０．６
％である。

さらに、ＴＩは細粒化の目的で使用するが、０．０６チ
超になると靭性低下、硬さの上昇が著しくなるため０．
０６係以下とする。

以上が溶接ワイヤの成分組成である。なお、不純物元素
については特に規定しないが、上記の鋼とワイヤとの組
み合わせによって得られる溶接金属の性質に関して次の
ようなことがいえる。

まず、酸素は低くした方が溶接金属のオーステナイト域
熱処理後の靭性が優れている。第１図は引張強さが７０
ｋｌ／ｍ”級の鋼とそれに対応する溶接ワイヤおよび塩
基度が大きく異なる各埋溶接フラックスを用いて入熱５
３　ｋＪ／ｃｒｎにて潜弧溶接を行った場合の溶接金属
の酸素量と一５０℃における靭性（％５値）との関係を
示したものであるが、同図洗示すように、溶接金属の酸
素−１２００１１１１］１を境としてそれ以上では、＠
、激に靭性は低下することがわかる。また、酸素量は２
００ｐ１ｍを超えるとＡｔを添加してもその靭性は改善
できない。したがって、浴接金属の酸素量を２００ｐＩ
ｎ以下とするためには後述するように溶接金属中の酸素
量を決定する溶接フラックスの塩基度を高くする必要が
ある。なお、鋼板およびワイヤ中の酸素量は溶接金属中
の酸素量に殆ど影響しない。才だ、Ｐ、Ｓは不純物元素
として不可避的に混入する元素であり、少ないほど低温
靭性が優ｎていることが知られているが、０．０１５係
以下であれば十分である。

さらに、Ｎについては、低いほど高靭性が得らｎるもの
であるが、溶接の際ワイヤからｋｔが添加されるので、
鋼板のＮ量が１００四程度以下であ扛ば溶接金属中では
ＮがＡｔＮの形で固定されオーステナイト粒の粗大化を
抑制するのでさほど悪影響はおよぼさない。

また、水素については、本発明が対象とする溶接金属の
引張強さが７０ゆｆ　７ｍｍ”以上と強度が高いためＨ
含有量が高いと溶接金属、あるいはその周囲の溶接熱影
響部に低温割れが生じ易くなり、その低減化が必要であ
る。拡散性水素量（ＪＩＳ　Ｚ　−３１１６にて測定）
がＩＣＣ／１００ｇ以下であれば過大な予熱、後熱を必
要とせずに低温割れの発生が防止できる。

次に本発明において使用される溶接フラックスについて
のべる。

熱処理溶接金属の靭性をｖＴｒａ（−５０℃とするには
、溶接金属中の酸素量を２００ｐ−以下にすることが有
効であることは先の第１図の場合について述べた。しか
しながら、潜弧溶接するに際し、高塩基性フラックスを
用いる場合においてはその酸素量を減少せしめることが
できる。第２図は、軟鋼に１．５％Ｍｎワイヤと塩基度
の異なる溶融型フラックスを用いて溶接入熱５０ｋＪ／
ｍにて潜弧溶接を行った場合の塩基度ＢＸと溶接金属中
の酸素量の関係を示すものであるが、同図に見らｎるよ
うに、溶接金属中の酸素量を２００兜以下とするにはフ
ラックスの塩基度を１．５以上とすることが必要である
。

しかし、一般にフラックスの塩基度を高めるとフラック
スの高塩基化にともない、ビード形状の悪化やスラグ巻
込み、アンダーカット等溶接欠陥が生じやすくなり、ま
た溶接金属中の酸素量が減少するに伴い窒素量が増加す
るという問題が生じるため、従来は溶接金属の酸素量を
３００病程度甘で減少させるのが限度であった。そこで
このような高塩基性フラックスについて上記諸問題を検
討した結果、ＣａＦｚ　’Ｅ−工び炭酸塩を利用するこ
とにより溶接金属中の酸素量、窒素量および水素量を増
加せしめることなく健全な溶接金属を得るに当り、特に
有効であることが分かった。

すなわちｓ　Ｃｍ）’２はフラックスを高塩基化するの
に有効な成分である。またスラックスの粘度、軟化済融
温度を低下させるので適量配合することが有効な成分で
ある。さらにＣａ　Ｆ　２は溶は込み形状を安定化し、
スラグ巻込みを防止する。また、溶接金属中の窒素、水
素量も減少させる。これら目的・とくにスラグ巻込みを
防止するためには、フラックスＸ量の６．０係以上のＣ
ａ　Ｆ　２量が必要である。このＣａＦ２により溶接金
属中の酸素、水素も減少させることができるがＣａ　Ｆ
　２が６０係を超えるとＣａＦ　２のガス化によってビ
ード表面にポックマークやヘリンは一ンが発生するよう
になる。したがって、ＣａＦ　Ｚ量は６．０％以上、６
０％以下にすることが必要である。さらに、溶接金属中
の窒素、水素を下げるにはフラックス中のＣＯ２量を増
加すると効果がある。しかし、ＣＯ□量の増加とともに
溶接金属中の酸素量も増加するので、酸素量を２００ｐ
ｐｍ以下とするにはＣＯ２量がフラックスＸ量の５％を
超えては本発明の目的を達成できない。

以上のようにフラックス中のＣａ　Ｆ　２と炭酸塩によ
り溶接金属中の酸素が２００ｐ以下のもとて窒素を２０
卿から１００四までコントロールでき、拡散性水素量は
Ｉｃｃ／１００ｇ以下とすることができる。

なお、ＣＯ２ガス成分源としてはＣａＣＯ３２ＭｇＣＯ
３゜（Ｃａ　、　Ｍｇ）ＣＯ３．　ＢａＣＯ３、ＭｎＣ
Ｏ５、ＦｅＣＯ３，Ｎａ２ＣＯ３等があるが、このうち
天然のＭｇＣＯ５、（Ｃａ、Ｍｇ）ＣＯｘは結晶中に水
を含んでおり、Ｂ　ａＣＯ５は毒性があり、ＭｎＣ０＋
　ＦｅＣＯ３は溶接金属の酸素量を著しく増加させ、Ｎ
ＪＬ　２　ＣＯ３は吸湿性がある等の問題があるのでＣ
ａＣＯ３の使用が望ましい。

以上に述べたＣ　ａＦ　２およびＣＯ２ガス源成分が使
用さｎるフラックスの基本成分であるが、そのほかにビ
ード形状のコントロール、各種の溶接欠陥の防止を考慮
すると、その他の主な成分として、ＣａＯ、ＭｇＯ、Ａ
ｔ２０３．８１０２を配合しそｎらの４成分を１００と
したときＣａＯ：１０〜６０％、ＭｇＯ：３０憾以下、
Ａｔ２０３：２０〜７０％、８１０２　：　３〜４０係
とし、七ｎらの合計量がＣＯ２を除くフラックス全重量
の３５係以上とすることが望ましい。

最後に、以上の如き鋼材および溶接材料を用いて潜弧溶
接により造管溶接された鋼管の熱処理条件について述べ
る。

高靭性の浴接金属を得るだめには、Ａ板、溶接材料の成
分の限定のみでは不十分であり、熱処理条件の限定が必
要である。本発明においては、下部ベイナイト＋焼き戻
しマルテンサイトの利用による高靭性化を月相している
ため焼き入れ速度は速い方が望ましい。しかし、本発明
に規定する鋼材および溶接材料を使用するかぎり、通常
行われる水冷による冷却で十分である。次に本発明者ら
は本発明に規定する第１表中りに示す７０　ｋｇ／ｍｎ
２級の鋼材と第５表中りの溶接ワイヤおよび第４表中Ｆ
の高塩基性フラックスを用い、第２表に示す溶接条件に
て潜弧溶接した溶接部に、焼き入ｎ温度を８００〜１１
００℃の間で変化させて熱処理を行った後、板厚中心部
から試験片を採取し、−５０℃における衝撃値を求めた
。なお、溶接金属の組成は第６表の扁２３に示したもの
である。このようにして得らｎた靭性と焼き入れ温度の
関係を第３図に示す。同図から明らかなごとく約８２０
〜１０５０℃の範囲でｖ′ＦＪ−ｓａｃが１０　ｋｇ−
ｍ以上の高靭性が得られる。この溶接金属のＡｃ３点は
８２２℃であり、オーステナイト温度以上に加熱するこ
とが必要であることを示していることから焼き入扛温度
の下限をＡｃ３とした。一方、上限については、この溶
接金属は焼き戻しマルテンサイトを利用することを目的
としており、フェライト組織を利用しておらず、オース
テナイト粒度依存性が少ないと考えられることから１０
５０℃とした。以上の点からオーステナイト化温度はＡ
ｃ３〜１０５０℃に限定した。

加熱時間については３０分より長くしても意味がなく、
むしろオーステナイト粒粗大化が起こるため靭性が劣化
する傾向があり、また、１分よりせいと完全オーステナ
イト化時間が短（Ｃ，Ｂ等の偏析元素の均一化が不十分
となる。したがって。

１〜３０分とする。

焼き戻し温度を５００℃〜Ａｃ、直下と限定した理由は
５００℃より低すぎると焼き戻し効果を得るのに時間が
かかることおよび十分な焼き戻し効果が得らｎないため
、また、焼き戻し温度がＡｅ＋を超えると軟化が著しく
目的とする強度が得られないと同時にフェライト−オー
ステナイト変態が局部的に起こり靭性に有害な高Ｃマル
テンサイトが析出するようになり靭性が低下する。

さらに、焼き戻し時間は５分より短いと十分な効果が得
られず、３０分よシ長いと炭窒化物の形成や、強度低下
が起こるため５〜３０分と限定する。

以下実施例によｐ本発明の効果をさらに具体的に示す。

なお、加熱方法については高周波による連続加熱、通常
の加熱炉方式による加熱いずれの方法でもよく特に限定
しない。

（実施例） 第１表に鋼管素材の成分を示す。こｎらの鋼板はＨＴ７
０．ＨＴ８０．９％Ｎ１鋼相当である。本実施例で採用
した溶接条件及び熱処理条件を第２表及び第３表にそｎ
ぞれ示す。さらに、使用された溶接フラックス、浴接ワ
イヤおよび得らｎた溶接金属の成分と機械的性質を従来
法と対比して第４表。

第５表および第６表にそｎぞ扛示す。第６表中１〜５．
７〜１１はＨＴ７０〜８０クラスの従来法によ゛る結果
を示したものであるが鋼板、ワイヤ、フラックスの組み
合わせあるいは熱処理条件が適性ででないため溶接金属
においてｖＴｒｓ（−５０℃の靭性が得られていない。

一方、本発明法による溶接（表ＣＭ４〜２６）では鋼板
、ワイヤ、フラックスの組み合わせおよび熱処理条件が
適切であるため溶接金属の酸素量が低くなり、したがっ
て、十分な焼き入れ性が得られｖＴｒｓ（−５０℃が得
らｎている。また、第６表中６は十分な靭性値は得られ
ているものの溶接作業性が不良で採用できない。

さらに、第６表中１２．１３は従来法による９壬Ｎｉ　
％溶接の結果を示したものであるが一１９６℃における
溶接金属の靭性は非常に低い。そｎに対して本発明法に
よる結果（第６表中２７〜２９）で１−ｔ−１９６℃に
て溶接金属が高靭性を示している。

（発明の効果） 以上の実施例からも明らかな如く本発明法によれば、溶
接部の強度が高く低温靭性の優れた極低温パイプライン
用鋼管あるいは大型海洋構造物用鋼管および極低温用鋼
管等が高能率で製造可能となりその産業上の効果は極め
て顕著なものがある。

【図面の簡単な説明】

第１図はシャルピー衝撃値（ｖＥ−５０Ｃ）と溶接金属
中の酸素量の関係を示す図、第２図は溶接金属中の酸素
量と浴接フラックスの塩基度の関係を示す図、第３図は
シャルピー衝撃値（ｖＥ−５０Ｃ）と焼き入れ温度の関
係を示す図である。 第１図 う容オを金属中　酸素量　（ｐｐｒｎ）を品　基　度　
　Ｂｘ 第３図

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．
   ４％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｎｉ：０．５〜９
   ．５％、Ａｌ：０．１％以下、残部Ｆｅおよび不可避的
   不純物よりなる鋼板を、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓ
   ｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｎｉ：１
   １．５％以下、Ａｌ：０．２％以下、残部Ｆｅおよび不
   可避的不純物よりなる溶接ワイヤと、下式で与えられる
   塩基度Ｂｘが１．５以上であり、かつＣＯ＿２成分を除
   くフラックス重量に対し、ＣａＦ＿２：６〜６０％を含
   み、かつフラックス中の炭酸塩鉱物のＣＯ＿２ガス成分
   が、ＣＯ＿２ガス量に換算して、ＣＯ＿２ガス成分を除
   くフラックス重量の５％以下を含有するフラックスを用
   いて潜弧溶接により造管した鋼管を、Ａｃ＿３〜１０５
   ０℃で１〜３０分加熱後冷却し、ついで５００℃〜Ａｃ
   ＿＿１直下の温度で５〜３０分焼き戻しすることを特徴
   とする熱処理鋼管の製造方法。 Ｂｘ＝６．５０Ｎ＿Ｂ＿ａ＿Ｏ＋６．０５Ｎ＿Ｃ＿ａ＿
   Ｏ＋４．８Ｎ＿Ｍ＿ｎ＿Ｏ＋４．０Ｎ＿Ｍ＿ｇ＿Ｏ＋３
   ．４Ｎ＿Ｆ＿ａ＿Ｏ＋５．１Ｎ＿Ｃ＿ａ＿Ｆ＿＿２＋０
   ．３Ｎ＿Ｚ＿ｒ＿Ｏ＿＿２−０．２Ｎ＿Ａ＿ｌ＿＿２Ｏ
   ＿＿３−２．２Ｎ＿Ｔ＿ｉ＿Ｏ＿＿２−６．３Ｎ＿Ｓ＿
   ｉ＿Ｏ＿＿２ただしＮｋは成分ｋのモル分率
2. （２）重量％でＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．
   ４％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｎｉ：０．５〜９
   ．５％、Ａｌ：０．１％以下さらにＢ：０．００２０％
   以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｔｉ
   ０．０６％以下の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
   可避的不純物よりなる鋼板を、Ｃ：０．０５〜０．１５
   ％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｎ
   ｉ：１１．５％以下、Ａｌ：０．２％以下に、さらにＭ
   ｏ：１．０％以下、Ｃｒ０．６％以下、Ｔｉ：０．０６
   ％以下の１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不
   純物よりなる溶接ワイヤと、下式で与えられる塩基度Ｂ
   ｘが１．５以上であり、かつＣＯ＿２成分を除くフラッ
   クス重量に対し、ＣａＦ＿２：６〜６０％を含み、かつ
   フラックス中の炭酸塩鉱物のＣＯ＿２ガス成分が、ＣＯ
   ＿２ガス量に換算して、ＣＯ＿２ガス成分を除くフラッ
   クス重量の５％以下を含有するフラックスを用いて、潜
   弧溶接により造管した鋼管を、Ａｃ＿３〜１０５０℃で
   １〜３０分加熱後冷却し、ついで５００℃〜Ａｃ＿１直
   下の温度で５〜３０分焼き戻しすることを特徴とする熱
   処理鋼管の製造方法。 Ｂｘ＝６．５０Ｎ＿Ｂ＿ａ＿Ｏ＋６．０５Ｎ＿Ｃ＿ａ＿
   Ｏ＋４．８Ｎ＿Ｍ＿ｎ＿Ｏ＋４．０Ｎ＿Ｍ＿ｇ＿Ｏ＋３
   ．４Ｎ＿Ｆ＿ｅ＿Ｏ＋５．１Ｎ＿Ｃ＿ａ＿Ｆ＿＿２＋０
   ．３Ｎ＿Ｚ＿ｒ＿Ｏ＿＿２−０．２Ｎ＿Ａ＿ｌ＿＿２＿
   Ｏ＿＿３−２．２Ｎ＿Ｔ＿ｉ＿Ｏ＿＿２−６．３Ｎ＿Ｓ
   ＿ｉ＿Ｏ＿＿２ただしＮｋは成分ｋのモル分率。