溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管およびその製造方法
【課題】生産性に優れ、なおかつ溶接内部品質を劣化させることなく、溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管を供給することを目的とする。
【解決手段】内面または外面のいずれかを先行して溶接した内外面各１層の突合せ溶接部を有する溶接鋼管において、溶接熱影響部の金属組織のうち、島状マルテンサイト（ＭＡ）面積分率が４％以下で、平均旧オーステナイト粒径が４００μｍ以下で、先行溶接及び後続溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、先行溶接及び後続溶接によって形成された溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、先行溶接及び後続溶接した溶接ビードの溶融線傾斜角等を考慮したことを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管。
【解決手段】内面または外面のいずれかを先行して溶接した内外面各１層の突合せ溶接部を有する溶接鋼管において、溶接熱影響部の金属組織のうち、島状マルテンサイト（ＭＡ）面積分率が４％以下で、平均旧オーステナイト粒径が４００μｍ以下で、先行溶接及び後続溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、先行溶接及び後続溶接によって形成された溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、先行溶接及び後続溶接した溶接ビードの溶融線傾斜角等を考慮したことを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、厚鋼板を冷間曲げ加工により筒状に成形し、突合せ部を溶接することにより製造される溶接鋼管に関し、天然ガスや原油用ラインパイプ用溶接鋼管として好適な溶接熱影響部靱性に優れたものに関する。
【背景技術】
【０００２】
天然ガスや原油輸送用として使用されるラインパイプは、高圧操業による輸送効率の向上を達成するために、年々高強度、厚肉化が進んでいる。また、天然ガスを輸送する海底パイプラインシステムでは、敷設深度が深くなるほど敷設時の耐座屈強度を確保し、操業時の耐水圧強度および潮流に対する安全性の観点から、より厚肉のラインパイプが求められている。
【０００３】
一方で、海底に敷設するラインパイプを高圧で使用した場合、操業停止時にガスが断熱的に減圧し、その結果管体の温度が低下する可能性がある。従って、海底に敷設するラインパイプにはこれまでの海水温を基準とした仕様温度よりもさらに低い温度での靱性要求がなされることが多くなっている。一方で、管厚が増大するほど、強度確保に必要な合金元素の添加量が増加し、またシーム部の必要溶接入熱量が増大するため、溶接熱影響部の靱性を確保することが困難となる。
【０００４】
以上のように、海底に敷設するラインパイプにおいては、仕様温度での溶接熱影響部靱性を確保することが極めて難しい。
【０００５】
このような課題に対して、特許文献１および２では、通常、内外面１層ずつ突合せ溶接を内面１〜２層、外面２層あるいは内面１層、外面３層の多層溶接を行うことで、各溶接の溶接入熱を低減し、溶接熱影響部靱性を確保する方法が開示されている。また、特許文献３および４では、仮付溶接部を研削、平滑化することにより、溶接を安定させ、溶接熱影響部靱性を確保する方法が開示されている。特許文献５では、仮付溶接を残して内外面の溶接を行うことによって、溶接断面積を低減し、その結果溶接入熱量を低減し、溶接熱影響部靱性を確保する方法が開示されている。
【０００６】
また、特許文献６では、溶接熱影響部の化学成分の最適化および冷却速度を速くすることの組合せにより、溶接熱影響部組織を靭性の高い組織にし、靱性を確保する方法が開示されている。特許文献７および８では、通常よりも細い径のワイヤを用いることで、低入熱で深い溶込みを確保し、溶接入熱を低減することにより溶接熱影響部靱性を向上させる手法が提案されている。
【０００７】
さらに、特許文献９および１０では、それぞれビード幅、ビード断面積を最適に制御することにより、溶接熱影響部靱性を確保する方法が開示されている。また、特許文献１１では、内外面入熱バランスおよび内面入熱の管厚に応じた上限を規定することにより、会合部近傍に生成するＩＣＣＧＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒ Ｃｒｉｔｉｃａｌ Ｃｏａｒｓｅ Ｇｒａｉｎ ＨＡＺ：先行する溶接によって形成された溶融線近傍の粗大粒からなる溶接熱影響部が後続する溶接によってＡｃ１〜Ａｃ３変態点に再加熱された領域）をも含めた溶接熱影響部靱性を改善する手法が開示されている。また、特許文献１２では、内外面溶接によって形成される溶接熱影響部のオーステナイト粒径およびビード傾斜角を規定することで、会合部近傍に生成するＩＣＣＧＨＡＺをも含めた溶接熱影響部靱性を改善する手法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平６−３２８２５５号公報
【特許文献２】特開平１０−２７７７４４号公報
【特許文献３】特開平８−５７６４２号公報
【特許文献４】特開２００３−１３６１３０号公報
【特許文献５】特開２００１−１１３３７４号公報
【特許文献６】特開２００４−９９９３０号公報
【特許文献７】特開２００６−２７２３７７号公報
【特許文献８】特開２００７−２６８５６４号公報
【特許文献９】特開２００９−２１４１２７号公報
【特許文献１０】特開２００９−２３３６７９号公報
【特許文献１１】特開２００９−２４１１２８号公報
【特許文献１２】特開２００９−２０２１６７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献１、２のように突合せ溶接の積層数を増やすこと、および特許文献３、４のように仮付溶接部を研削することは、ともに工数の増大を招き、著しい生産性の低下が問題となる。
【００１０】
また、特許文献５のように仮付溶接を残して溶接することは、仮付溶接部における靱性確保や溶接欠陥の低減についても注意する必要がある。また、仮付溶接の溶接速度の低下や靭性の高い仮付溶接金属を得るためには、溶接材料の組合せの選定などを行う必要があり、本技術の実現性は困難である。また、ＡＰＩなどのラインパイプに適用される規格では、仮付溶接を残さないようにシーム溶接を行う必要があると定めているので、これらの規格品の製造にこれらの技術を適用することはできない。
【００１１】
特許文献６では成分および溶接入熱の制御により溶接熱影響部を高靱性な組織にすることを目標としているが、厚肉材への適用は、溶接入熱量を大きくしなければならず、所望の高靱性な溶接熱影響部組織を得ることが困難である。
【００１２】
特許文献７および８のように径の細いワイヤを用いて溶接入熱を低減する方法は、１パスの溶接によって形成されるＣＧＨＡＺ（Ｃｏａｒｓｅ ｇｒａｉｎ ＨＡＺ；粗粒熱影響部）に対しては有効であるが、２パスの溶接によって形成されるＩＣＣＧＨＡＺについては、溶接入熱量の低減だけでは十分な靱性を得ることができず、靱性確保が難しい。
【００１３】
特許文献９および１０も同様に、溶接入熱量を低減することを目標としているが、これではＩＣＣＧＨＡＺの靱性を確保することは難しい。
【００１４】
特許文献１１および１２では、内外面入熱バランスを制御することおよびビード傾斜角を制御することによって、ＣＧＨＡＺだけでなくＩＣＣＧＨＡＺの靱性も確保することを可能としているが、ことＩＣＣＧＨＡＺの靱性の確保の方法としては、内外面溶接入熱を過度に低減することに主眼が置かれた手法であり、このような溶接施工を行うことは溶接欠陥などの発生を助長し、得策とはいえない。
【００１５】
そこで、本発明では、上述した問題を解決すべく、生産性に優れ、なおかつ溶接内部品質を劣化させることなく、溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管を供給することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者等は、高い生産性を確保するために、溶接（溶接管の長手方向の溶接をいう。）を内外面各１層で行うこととし、なおかつ、健全に溶接された部分も含めた仮付溶接部の切削などを行わず、当該溶接部において優れた溶接熱影響部靱性が得られるミクロ組織、溶接溶込形状およびそれを達成するための鋼材成分、溶接条件について種々の検討を行なった。
【００１７】
なお、本発明は、主に海底に敷設する厚肉高強度ラインパイプを対象としているため、溶接熱影響部靱性の評価手法としては、ＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１に規定されるシャルピー試験の方法で実施するものとした。
【００１８】
まず、ＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１で要求される溶接熱影響部のシャルピー試験で特に靱性確保が難しいとされる、図１の内面ＦＬ（Ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ）ノッチ、外面ＦＬノッチ、会合部ＦＬノッチで試験を行い、破壊起点となる組織の同定を行った。その結果、内外面ＦＬノッチでは、ＣＧＨＡＺと呼ばれるＦＬ近傍の粗粒組織域から破壊が発生しており、さらに詳細に破壊起点部の組織観察を行うと、破壊起点は化学成分が濃化したミクロ偏析が生じている部分であり、島状マルテンサイト（以下「ＭＡ」とも記述する。）と呼ばれる硬質第２相が母相であるベイナイトのラス間に多数生成、群集していることがわかった。また、会合部ＦＬノッチについても同様に破壊起点を調査したところ、破壊起点は、ＩＣＣＧＨＡＺと呼ばれる前述したＣＧＨＡＺの組織が後続の溶接熱影響によって２相域まで再加熱された領域であることがわかった。また、そのミクロ組織を詳細に調査すると、破壊起点となったＩＣＣＧＨＡＺは、ＣＧＨＡＺの組織からさらに粒界にもＭＡが多数生成しており、外面ＦＬの場合と同じく、多くの場合で破壊起点位置とミクロ偏析位置が一致していた。
【００１９】
そこで、まずこれらのＨＡＺ組織を改善して靱性を確保するための検討を実施した。ＨＡＺ靱性改善のためには、前述した組織の特徴より、溶接熱履歴を受けた後の旧オーステナイト粒径の微細化およびＭＡの低減が有効である。旧オーステナイト粒径の微細化のためには、Ｔｉの微量添加および溶接入熱の低減が有効であることがわかった。一方でＭＡの低減のためには、硬質第２相の総量を低減する効果のある、Ｃの低減が有効であり、硬質第２相のＭＡへのなりやすさを低減するためには合金元素を低減することがよいことがわかった。
【００２０】
また、この合金元素のなかで、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂが特にその効果に大きく寄与すること、Ｐは、Ｐそのものの効果でＭＡを低減する効果はわずかであるが、Ｐを低減することによりミクロ偏析の生成が抑制され、前述したＭＡの群集する領域を減らすことができ、その結果溶接熱影響部靱性を改善することができるとの知見も得た。
【００２１】
以上のような知見を基に、各合金元素のＭＡ生成に及ぼす機能と影響度を考慮した後述する式（５）で定義されるＰＭＡが溶接熱影響部靱性の指標となることを見出した。すなわち、このＰＭＡを５．０以下にすることにより、溶接熱影響部に生成するＭＡの生成を抑制し、靱性を大幅に向上できることがわかった。なお、ＰＭＡは、溶接熱影響部におけるＭＡの生成度合いをパラメータ化したものであり、溶接熱影響部靱性を向上させるためには、低いほどよいことを確認している。
【００２２】
また、特許文献１２で示されているように、内外面ＦＬノッチシャルピー試験に対しては、内外面ビード傾斜角を広くとることによって、靱性の改善が可能であることが分かった。
【００２３】
以上の対策によることで、内外面ＦLノッチの靱性を確保することができるが、会合部ＦＬのついては、不十分である。その原因は、ＩＣＣＧＨＡＺそのものの靱性値にあり、前述した対策を講じてもＩＣＣＧＨＡＺの靱性改善は少なく、その結果会合部ＦＬの靱性値を安定的に確保することができない。
【００２４】
そこで、本発明者らは、次に、会合部ＦＬノッチで安定的に高い靱性値を得る方法を調査した結果、会合部ＦＬノッチの靱性値は、ノッチ底に占めるＩＣＣＧＨＡＺの長さによって大きく影響を受け、ＩＣＣＧＨＡＺ長さを小さくすればするほど、低い値の発生する確率が小さくなることがわかった。そこで、次に、会合部近傍に生成するＩＣＣＧＨＡＺ長さを小さくするための溶接ビード形状および溶接入熱について検討を行った結果、内面溶接を行い次いで外面溶接を２層で溶接する場合、内外面の総入熱を低減すること、ラップ（ラップについては、後述する。）を小さくすることおよび内面溶接のビード幅を大きくすることの３つにより、ＩＣＣＧＨＡＺ長さを小さくすることができることがわかった。後述するＰＬＢＺＭ；式（１）およびＰＬＢＺＳ；式（６）は、これらの結果に基づいて作成した式であり、この式により計算される値を小さくするほど、ＩＣＣＧＨＡＺ長さを小さくでき、会合部ＦＬノッチの靱性値を安定化させることができることがわかった。
【００２５】
本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
[１]内面または外面のいずれかを先行して溶接した内外面各１層の突合せ溶接部を有する溶接鋼管において、
溶接熱影響部の金属組織のうち、
島状マルテンサイト（ＭＡ）面積分率が４％以下で、
平均旧オーステナイト粒径が４００μｍ以下で、
下記式（１）で計算されるＰＬＢＺＭが１４００以下で、
さらに、下記式（２）及び（３）でそれぞれ計算されるＣＭ１及びＣＭ２が１３以下である
ことを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管。
ＰＬＢＺＭ＝１．６２Ｄ１ｔ＋０．８４Ｄ２ｔ−３９ｔ−８９Ｒ１＋８１Ｌ＋１５１０ 式（１）
ＣＭ１＝０．００１２（９０−（Ｋ１＋１５））Ｄ１ 式（２）
ＣＭ２＝０．００１２（９０−（Ｋ２＋１５））Ｄ２ 式（３）
ここで、
Ｄ１（μｍ）；先行溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、
Ｄ２（μｍ）；後続溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、
Ｒ１（ｍｍ）；先行溶接によって形成された溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、
Ｌ（ｍｍ）；内外面溶接のラップ、
ｔ（ｍｍ）；管厚、
Ｋ１（°）；先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角、
Ｋ２（°）；後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角
である。
[２]溶接鋼管の化学成分が、質量％で、
Ｃ： ０．０３〜０．０８％
Ｓｉ： ０．０１〜０．２０％
Ｍｎ： １．０〜２．２％
Ｐ： ０．０１５％以下
Ａｌ： ０．００１〜０．０５％
Ｎｂ： ０．００５〜０．０５０％
Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％
Ｎ： ０．００２０〜０．００８０％
を含有し、さらに、
Ｃｕ： ０．１０〜０．５０％
Ｎｉ： ０．１０〜１．００％
Ｃｒ： ０．１０〜０．４０％
Ｍｏ： ０．１０〜０．３０％
Ｖ： ０．００５〜０．０３０％
Ｂ： ０．０００５〜０．００３０％
の内から選ばれる１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記式（４）で示されるＣｅｑが０．３０≦Ｃｅｑ≦０．５０で、
下記式（５）で示されるＰＭＡが５．０以下である
ことを特徴とする[１]記載の溶接熱影響部靭性に優れた溶接鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 式（４）
ＰＭＡ＝１０００００（Ｃ−０．０２１８）（０．２Ｓｉ＋０．５Ａｌ）（２（Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）＋２．５Ｎｂ）（１０／（５０Ｐ＋２．５））−２ 式（５）
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わす。
[３]さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％
の内から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする[２]に記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管。
[４]内面または外面のいずれかを先行して内外面各１層を多電極サブマージアーク溶接法によって溶接する溶接鋼管の製造方法であって、
下記式（６）で示されるＰＬＢＺＳが１４００以下となり、
下記式（７）及び（８）から計算されるＣＳ１およびＣＳ２が１６以下になること
を特徴とする[２]〜[３]のいずれか１つに記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
【００２６】
ＰＬＢＺＳ＝１３５ＨＩ１＋７０ＨＩ２−３９ｔ−８９Ｒ１＋８１Ｌ＋１５１０ 式（６）
ＣＳ１＝（９０−（Ｋ１＋１５））ＨＩ１／ｔ 式（７）
ＣＳ２＝（９０−（Ｋ２＋１５））ＨＩ２／ｔ 式（８）
ここで、
ＨＩ１（ｋＪ／ｍｍ）；先行溶接の溶接入熱量、
ＨＩ２（ｋＪ／ｍｍ）；後続溶接の溶接入熱量、
Ｒ１（ｍｍ）；先行溶接の溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、Ｌ（ｍｍ）；内外面溶接ビードのラップ、
ｔ（ｍｍ）；管厚、
Ｋ１（°）；先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角、
Ｋ２（°）；後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角
である。
[５]前記後続溶接の多電極サブマージアーク溶接において、少なくとも第１電極には、直径３．５ｍｍ以下の溶接ワイヤを用いることを特徴とする[４]記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
[６]前記後続溶接を行う側の開先形状が、表面側開先角度９０°以上、管厚中央側開先角度６０°以下の２段階の開先形状であることを特徴とする[４]又は[５]に記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
[７]前記後続溶接を行う側の表面側開先深さが管厚の１／３以上であることを特徴とする[６]記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用溶接鋼管を低コストかつ生産性良く製造することが可能となり産業上極めて有効である。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】Ｖノッチシャルピー試験片の採取位置を示す図である。
【図２】ラップの測定方法を示す図である。
【図３】内外面ＦＬ角の測定方法を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
本発明を実施するための形態を以下具体的に説明する。
【００３０】
本発明の（１）に係る溶接鋼管の素材鋼板は、特に規定しないが、Ｘ７０やＸ８０といった高強度ラインパイプとする場合、制御圧延に加えて、加速冷却や直接焼入れ−焼戻しを適用することによって強度および靱性を確保することが望ましい。
【００３１】
本発明では、溶接鋼管の溶接部の形状、溶接熱影響部のミクロ組織を規定する。以下にその限定理由を説明する。
【００３２】
ＰＬＢＺＭ（式（１））、ＰＬＢＺＳ（式（６））： １４００以下
ＰＬＢＺＭおよびＰＬＢＺＳはともに会合部近傍に生成するＩＣＣＧＨＡＺの長さの指標であり、この値が小さいほどＩＣＣＧＨＡＺ長さが小さくなり会合部ＦＬ靱性が向上する。一方でＰＬＢＺＭおよびＰＬＢＺＳを過度に小さくすることは溶接入熱の過度な低減やラップの低減などに繋がり、溶接欠陥の発生を助長することになる。
ＰＬＢＺＭは、下記式（１）で定義される。
ＰＬＢＺＭ＝１．６２Ｄ１ｔ＋０．８４Ｄ２ｔ−３９ｔ−８９Ｒ１＋８１Ｌ＋１５１０ 式（１）
ここで、
Ｄ１（μｍ）は、先行溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、Ｄ２（μｍ）は、後続溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、である。Ｄ１およびＤ２は、以下の方法で測定することができる。すなわち、これらの式に用いられる溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径は、溶接部断面において溶融線に接している１０個以上の旧オーステナイト粒から計算される平均円相当径のことを表しており、測定方法は、シーム溶接部から溶接長方向に観察するミクロ観察用サンプルを採取し、観察面を研磨後、ナイタールやピクリン酸といった鉄鋼材料の旧オーステナイト粒を現出できるエッチング法でエッチングし、光学顕微鏡で写真を撮影し、その写真の各旧オーステナイト粒の面積を測定し、円相当径を求めることによる。本測定方法は実際には、ある断面での旧オーステナイト粒径を求めることになるが、本発明で対象とするような５０〜５００μｍ程度の粒径の場合、実際の粒径との誤差はわずかである。旧オーステナイト粒が微細なほどその内部の組織も微細化し、靭性が向上することはよく知られている。
【００３３】
Ｒ１（ｍｍ）は、先行して溶接した溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、である。測定は、上述したミクロサンプルを用いる。本来は、ビード先端を円と仮定してその直径を求める法が、より正しい値が得られるが、その方法では、測定者により誤差が大きくなったり、特別な画像処理ＰＣソフトを用いる必要があったりするため、簡便に測定できる方法として、ビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅を測定するものとした。
【００３４】
Ｌ（ｍｍ）は、内外面溶接のラップ、であり、ラップとは内面溶接部と外面溶接部の重なっている部分の管厚方向の長さである。測定方法は、図２に示すように、上述したミクロサンプルを用いて外面溶接ビードの底と内面溶接ビードの底との管厚方向の距離を測定する。このとき、内面溶接ビードの底は外面溶接ビードにより溶かされて位置が特定できないため、内面溶接ビードが外面溶接ビードによって融かされている左右両点（ルート部という）を底辺とした角度３０°の直角三角形を書き、その６０°の角を構成する点と外面溶接ビードの底の部分の管厚方向の距離をラップ（Ｌ）として用いる。内外面溶接のラップが小さくなるほど、会合部近傍に生成するＩＣＣＧＨＡＺの面積が小さくなり靭性が向上する。ｔ（ｍｍ）は、管厚である。測定は造管後に厚み計にて行なう。
ＰＬＢＺＳは下記式で定義される。
ＰＬＢＺＳ＝１３５ＨＩ１＋７０ＨＩ２−３９ｔ−８９Ｒ１＋８１Ｌ＋１５１０ 式（６）
ここで、ＨＩ１（ｋＪ／ｍｍ）は、先行溶接の溶接入熱量、ＨＩ２（ｋＪ／ｍｍ）は、後続溶接の溶接入熱量、である。
【００３５】
Ｒ１（ｍｍ）は、先行して溶接した溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、Ｌ（ｍｍ）；内外面溶接ビードのラップ、である。
【００３６】
なお、ＰＬＢＺの導出に用いる形状パラメータはいずれもシーム溶接部を溶接線方向垂直に切断した面の組織をナイタールなどで現出させたサンプルから測定し、溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径は、溶接部断面において溶融線に接している１０個以上の旧オーステナイト粒から計算される平均円相当径のことを表す。
【００３７】
ＰＬＢＺＭおよびＰＬＢＺＳが１４００以下であれば、溶接欠陥の発生を防止しつつ、会合部ＦＬ靱性を確保できるため、上限を１４００とする。より好ましくは１３００以下である。
【００３８】
ＣＭ１、ＣＭ2： １３以下、ＣＳ１、ＣＳ２：１６以下
ＣＭ１（式（２））、ＣＭ2（式（３））およびＣＳ１（式（７））、ＣＳ２（式（８））はいずれも内外面ＦＬ靱性の指標であり、溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径あるいは溶接入熱と溶融線の角度を下げるほど、これらのパラメータは小さくなり、内外面ＦＬ靱性が向上する。
ＣＭ１＝０．００１２（９０−（Ｋ１＋１５））Ｄ１ 式（２）
ＣＭ２＝０．００１２（９０−（Ｋ２＋１５））Ｄ２ 式（３）
ここで、
Ｋ１（°）は、先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角であり、Ｋ２（°）は、後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角であり、図３のように、溶融線傾斜角は管厚方向を０°としたときの内外面下６ｍｍの位置での溶融線の角度のことである。６ｍｍの位置としたのはＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１で評価する内外面シャルピー試験の試験片厚中央になることと、本発明で対象とする溶接鋼管の場合、内外面各ビード角の平均値とほぼ同等の値が得られるからである。
【００３９】
ＣＳ１＝（９０−（Ｋ１＋１５））ＨＩ１／ｔ 式（７）
ＣＳ２＝（９０−（Ｋ２＋１５））ＨＩ２／ｔ 式（８）
ここで、
ＨＩ１（ｋＪ／ｍｍ）；先行溶接の溶接入熱量、
ＨＩ２（ｋＪ／ｍｍ）；後続溶接の溶接入熱量、
Ｒ１（ｍｍ）；先行溶接の溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、 Ｌ（ｍｍ）；内外面溶接ビードのラップ、
ｔ（ｍｍ）；管厚、
Ｋ１（°）；先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角、
Ｋ２（°）；後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角
である。
【００４０】
ＣＭ１、ＣＭ2を１３以下およびＣＳ１、ＣＳ２を１６以下にすることにより、内外面ＦＬ靱性が極めて向上するため、上限をそれぞれ１３および１６とする。より好ましくはＣＭ１およびＣＭ2は１２並びにＣＳ１およびＣＳ２は１５以下である。
【００４１】
溶接熱影響部のＭＡ面積分率： ４％以下
ＭＡ分率は溶接熱影響部靱性に大きな影響を及ぼし、ＭＡ面積分率を少なくするほど溶接熱影響部靱性は向上する。一方で、ＭＡ面積分率を低減するためには、鋼材添加元素を低減する必要があり、母材強度の確保が困難になるため、４％までは許容する。より好ましくは、３％以下である。
【００４２】
溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径： ４００μｍ以下
平均旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）は溶接溶接熱影響部靱性に大きな影響を及ぼし、平均旧γ粒径を小さくするほど溶接熱影響部靱性は向上する。γ粒径が４００μｍを超えるとＭＡ分率や溶接部形状などの他の因子を制御しても所望の靱性を得ることができないため、上限を４００μｍとする。より好ましくは２５０μｍ以下である。なお、ここでいう平均旧オーステナイト粒径とは、溶接部断面において溶融線に接している１０個以上の旧オーステナイト粒から計算される平均円相当径のことを表す。
【００４３】
さらに、本発明の（２）では、鋼材の化学成分を規定する。以下にその限定理由を説明する。
【００４４】
Ｃ： ０．０３〜０．０８％
Ｃは低温変態組織においては、過飽和に固溶することで強度上昇に寄与する。この効果を得るためには、０．０３％以上の添加が必要であるが、０．０８％を超えて添加すると溶接熱影響部に生成する第２相分率が上昇し、またその一部がＭＡになることで靱性を著しく劣化させるため、上限を０．０８％とする。
【００４５】
Ｓｉ： ０．０１〜０．２０％
Ｓｉは脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素であるが、溶接熱影響部の組織が上部ベイナイトであるときは、セメンタイトの生成を遅延する効果により島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成を助長し、溶接熱影響部靱性を著しく劣化させる。Ｓｉは製鋼工程で不可避的に含まれる元素であるため、下限を０．０１％とする。一方で、０．２０％を超えると溶接熱影響部にＭＡが多数生成し、靱性が著しく劣化するため、上限を０．２０％とする。より好ましくは、０．０１〜０．１２％である。さらに、低温での靱性の確保が必要である場合は、０．０１〜０．０６％の範囲まで低減することがより好ましい。
【００４６】
Ｍｎ： １．０〜２．２％
Ｍｎは焼入れ性向上元素として作用し、１．０％以上の添加によりその効果が得られるが、連続鋳造プロセスを適用した場合、中心偏析部の濃度上昇が著しく、２．２％を超える添加を行うと偏析部の靭性が劣化するため、上限を２．２％とする。
【００４７】
Ｐ： ０．０１５％以下
Ｐは固溶強化により強度を増加させる元素であるが、母材および溶接熱影響部の靭性や溶接性を劣化させるため、一般的にその含有量を低減することが望まれる。本発明では、Ｐを低減することによりミクロ偏析の生成を抑制し、溶接熱影響部に生成するＭＡを低減することで、溶接熱影響部靭性を向上させる。Ｐ低減の効果は、０．０１５％以下に抑制することで、発揮されるため、上限を０．０１５％とする。より好ましくは、０．０１０％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．０５％以下
Ａｌは脱酸に用いられる元素であり、いかなる手順の製鋼方法を用いても０．００１％は不可避的に含まれる。一方で、０．０５％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し母材靱性が劣化するだけでなく、セメンタイトの生成を抑制する効果によりＭＡの生成を助長し、溶接熱影響部靱性を劣化させるため上限を０．０５％とする。より好ましくは０．００１〜０．０３５％である。
【００４８】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは、熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果があり、特に９００℃まで未再結晶領域とするためには、０．００５％以上の添加が必要である。一方で、Ｎｂの添加量を増大させると、特に溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成し、さらに多層溶接時の再熱溶接熱影響部では析出脆化を引き起こして靭性が著しく劣化するため、上限を０．０５０％とする。なお、Ｎｂの添加量は、溶接熱影響部靭性の観点からは低いほど好ましく、より好ましくは０．００５〜０．０２５％である。
【００４９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｎ量低減に有効である。析出したＴｉＮはピンニング効果で熱間圧延前のスラブ加熱時の母材および溶接熱影響部、特に溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材および溶接熱影響部の靭性の向上に寄与する。この効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要であるが、０．０３０％を超えて添加すると、粗大化したＴｉＮや炭化物の析出により母材および溶接熱影響部靭性が劣化するようになるため上限を０．０３０％とする。
【００５０】
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
Ｎは通常鋼中に不可避的不純物として存在するが、前述の通りＴｉ添加を行うことで、オーステナイト粗大化を抑制するＴｉＮを形成するため規定する。必要とするピンニング効果を得るためには、０．００２０％以上鋼中に存在することが必要であるが、０．００８０％を超える場合は、固溶Ｎの増大による母材および溶接熱影響部の靭性劣化が著しいため、上限を０．００８０％とする。
【００５１】
Ｃｅｑ： ０．３０〜０．５０
下記式（４）のＣｅｑは、主に溶接熱影響部の最高硬さを評価するためのパラメータであるが、同時に母材強度を評価する指標として用いることができる。Ｃｅｑが０．３０未満であると母材で所望の強度を得ることができないため下限を０．３０％とする。一方で、０．５０を超えると溶接熱影響部靱性の確保が困難になるため、上限を０．５０％とする。より好ましくは、０．３４〜０．４５である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 式（４）
ここで、式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わす。
【００５２】
ＰＭＡ： ５．０以下
ＰＭＡは溶接熱影響部におけるＭＡの生成度合いをパラメータ化したものであり、溶接熱影響部靱性を向上させるためには、低いほど好ましい。しかしながら、ＰＭＡを低減することは同時に母材強度も下がることになるので、母材強度−溶接熱影響部靱性の両立の観点から５．０までは許容することが好ましい。より好ましくは、４．５である。
ここで、ＰＭＡ＝１０００００（Ｃ−０．０２１８）（０．２Ｓｉ＋０．５Ａｌ）（２（Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）＋２．５Ｎｂ）（１０／（５０Ｐ＋２．５））−２ 式（５）
ここで、式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わす。
【００５３】
本発明では、さらに強度確保などのために以下の元素を選択的に１種以上添加してもよい。
【００５４】
Ｃｕ： ０．１０〜０．５０％
Ｃｕは、０．１０％以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。一方で、過剰に添加すると母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、添加する場合は、上限を０．５０％とする。
【００５５】
Ｎｉ：０．１０〜１．００％
Ｎｉは、０．１０％以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。特に多量に添加しても他の元素に比べ靭性劣化が小さく、強靭化には有効な元素である。しかし、高価な元素で、１．００％を超えて添加すると焼入れ性が過剰に増加して溶接熱影響部靭性が劣化するので、添加する場合は、上限を１．００％とする。
【００５６】
Ｃｒ：０．１０〜０．４０％
Ｃｒは、０．１０％以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。一方で、過剰に添加すると母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、添加する場合は、上限を０．４０％とする。
【００５７】
Ｍｏ：０．１０〜０．３０％
Ｍｏは、０．１０％以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。一方で、Ｍｏの添加量を増大させると大入熱溶接部を靭性を劣化させるようになる。また、多層溶接時の再熱溶接熱影響部で析出脆化を引き起こし靭性が劣化するようになるため、添加する場合は、上限を０．３０％とする。Ｍｏの添加量は、溶接熱影響部靭性の観点からは低いほど好ましい。
【００５８】
Ｖ：０．００５〜０．０３０％
Ｖは０．００５％以上添加することで鋼の焼入れ性の向上に付与する。一方で、Ｖの添加量を増大させると再熱を受けた溶接熱影響部で析出し、析出脆化を引き起こすため、添加する場合は、上限を０．０３０％以下とする。なお、Ｖの添加量は溶接熱影響部靱性の観点からは低いほどより好ましい。
【００５９】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは焼入れ性の向上に極めて有効な元素であり、０．０００５％以上の添加で母材強度の向上に付与する。一方で、０．００３０％を超えて添加すると、靱性の劣化や溶接低温割れを助長するため上限を０．００３０％とする。
さらに
以上が、成分を限定する場合の基本成分であるが、靭性の向上や面積性介在物の生成を抑制させる場合、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒの１種以上をさらに選択的に添加することができる。
【００６０】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
Ｃａは、鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上添加することで靭性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし、０．０１００％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳのクラスタを形成し、靭性を劣化させるようになるので、添加する場合は、０．０００５〜０．０１００％とする。
【００６１】
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％
Ｍｇは、製鋼過程で鋼中に微細な酸化物として生成し、特に溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０１００％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し、靭性が低下するようになるため、添加する場合は、０．０００５〜０．０１００％とする。
【００６２】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％
ＲＥＭは、鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上添加することで靭性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし、高価な元素であり、かつ０．０２００％を超えて添加しても効果が飽和するため、添加する場合は、０．０００５〜０．０２００％とする。
【００６３】
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％
Ｚｒは、鋼中で炭窒化物を形成し、特に溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０３００％を超えて添加すると鋼中の清浄度が著しく低下し、靭性が低下するようになるので、添加する場合は０．０００５〜０．０３００％とする。
【００６４】
本発明では、さらに上記のシーム溶接部形状および溶接熱影響部のミクロ組織を得るために、以下の溶接方法を規定する。
【００６５】
溶接ワイヤ径： 後続する多電極サブマージアーク溶接の少なくとも第１電極は直径３．５ｍｍ以下のワイヤ
溶接熱影響部靱性を向上させるためには、溶接入熱を低減することが有効である。そのために、直径の細いワイヤ径を多電極サブマージアーク溶接の先行極に用いることにより、低入熱で深溶込みが得られ、溶接入熱の低減が可能となる。また、ＰＬＢＺＭ、ＰＬＢＺＳで示したように後続の溶接ビードの幅は会合部ＦＬ靱性に影響を及ぼさないため、直径の小さなワイヤを用いることで、会合部ＦＬ靱性に影響を与えず、後続ビード側のＦＬ靱性を向上させることができる。その効果は、ワイヤ径３．５ｍｍ以下で顕著にみられるため、上限を３．５ｍｍとする。より好ましくは、２〜３．５ｍｍである。
【００６６】
開先形状：後続溶接を行う側の開先形状が、表面側開先角度９０°以上、管厚中央側開先角度６０°以下の２段階の開先
開先形状はビード形状を支配する重要な因子であり、入熱の増大を抑制しながら、ＦＬ傾斜角を大きくするためには、管厚中央側が狭く、表面側が広い２段開先を適用することが有効であり、それぞれ６０°以下、９０°以上にすることが好ましく、所望のＦＬ傾斜角を安定的に確保することができる。
【００６７】
後続溶接を行う側の表面側開先深さが管厚の１／３以上であることが好ましい
表面側の開先深さを表面側開先深さが管厚の１／３以上とることにより、ビード形状はより安定化し所望のＦＬ傾斜角を安定的に確保できる。
【００６８】
また、ＰＬＢＺＭ、ＰＬＢＺＳより先行するビードのビード幅は会合部ＦＬ靱性に影響し、過度に広くできないため、先行するビード側への２段開先の適用は効果が十分にみられないため、２段開先は後続ビード側へ適用する。ただし、より好ましくは先行ビード側にも適用する。
【００６９】
本発明に係る溶接鋼管は、上述した方法で溶接を行う。ＳＡＷ溶接以外の製造方法は特に規定しないが、好ましくは厚鋼板を冷間加工による筒状に成形し、突合せ部を仮付け溶接を行った後、上述の方法で突合せ継手溶接（電気抵抗溶接）を行い、拡管により溶接鋼管とするものとする。
【実施例】
【００７０】
表１に示す化学成分のスラブを再加熱し熱間圧延、加速冷却により厚鋼板とした。
【００７１】
【表１】
【００７２】
これらの厚鋼板の幅端に開先加工を施し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレス、仮付溶接によりオープンパイプを製造し、表２に示す条件で多電極サブマージアーク溶接によりシーム溶接を行い、拡管することで溶接鋼管とした。なお、溶接はすべて鋼管内面側を先行で、鋼管外面側を後続で行った。
【００７３】
【表２】
【００７４】
得られた溶接鋼管から溶接線垂直断面からサンプルを採取し、鏡面研磨、ナイタール腐食を行い、デジタルカメラにより溶接部全体の撮影を行った。得られたデジタルカメラ写真から、先行して溶接した溶接ビードのビード先端から５ｍｍ位置でのビード幅Ｒ１、内外面ラップＬ、先行して溶接した溶接ビードの溶融線傾斜角Ｋ１および後続して溶接した溶接ビードの溶融線傾斜角Ｋ２を測定した。次に、用いたサンプルに電解エッチングを行うことによりＭＡを現出させ、ＳＥＭ写真を撮影し、その写真にみられる白色組織の面積分率を画像解析により導出した。なお、撮影位置は、ＭＡがもっとも生成していたＩＣＣＧＨＡＺに相当する箇所とした。さらにそのサンプルの観察面を再研磨し、ピクリン酸腐食により旧オーステナイト粒を現出させ、光学顕微鏡で溶融線近傍の溶接熱影響部の写真を撮影し、得られた写真の旧オーステナイト粒界から画像解析により円相当径を算出した。なお、撮影位置は、シャルピー試験による靱性評価位置を一致させるため、内外面の表面した６ｍｍの位置とした。
【００７５】
また、得られた溶接鋼管の溶接部から図１に示すＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１で規定される内外面ＦＬおよび会合部ＦＬからＪＩＳ Ｚ ２２０２の規格に準拠した、Ｖノッチシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規格に準拠したシャルピー試験を実施し、−４０℃での吸収エネルギを各条件について３本ずつ測定し、その平均値および最低値を求めた。なお、目標値はＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１に準拠して平均値５０Ｊ以上、最低値４０Ｊ以上とした。
【００７６】
表３に溶接ビードの形状および溶接熱影響部のミクロ組織およびシャルピー試験結果を示す。
【００７７】
【表３】
【００７８】
本発明例は、いずれも内外面ＦＬシャルピー試験および会合部ＦＬシャルピー試験において、目標値を達成している。一方で、本発明例から外れる比較例は、目標値が得られていない。
【符号の説明】
【００７９】
１ 母材
２ 溶接金属
３ 外面溶接の溶接ボンド部のノッチ位置
３ａ 内面溶接の溶接ボンド部のノッチ位置
３ｂ 中央部（ｔ／２）の溶接ボンド部のノッチ位置
４ シャルピー試験片のノッチ位置
１１ 母材外表面
１２ 母材内表面
Ｌ 内外面溶接ビードのラップ距離（ｍｍ）
Ｋ１ 先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角（°）
Ｋ２ 後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角（°）
【技術分野】
【０００１】
本発明は、厚鋼板を冷間曲げ加工により筒状に成形し、突合せ部を溶接することにより製造される溶接鋼管に関し、天然ガスや原油用ラインパイプ用溶接鋼管として好適な溶接熱影響部靱性に優れたものに関する。
【背景技術】
【０００２】
天然ガスや原油輸送用として使用されるラインパイプは、高圧操業による輸送効率の向上を達成するために、年々高強度、厚肉化が進んでいる。また、天然ガスを輸送する海底パイプラインシステムでは、敷設深度が深くなるほど敷設時の耐座屈強度を確保し、操業時の耐水圧強度および潮流に対する安全性の観点から、より厚肉のラインパイプが求められている。
【０００３】
一方で、海底に敷設するラインパイプを高圧で使用した場合、操業停止時にガスが断熱的に減圧し、その結果管体の温度が低下する可能性がある。従って、海底に敷設するラインパイプにはこれまでの海水温を基準とした仕様温度よりもさらに低い温度での靱性要求がなされることが多くなっている。一方で、管厚が増大するほど、強度確保に必要な合金元素の添加量が増加し、またシーム部の必要溶接入熱量が増大するため、溶接熱影響部の靱性を確保することが困難となる。
【０００４】
以上のように、海底に敷設するラインパイプにおいては、仕様温度での溶接熱影響部靱性を確保することが極めて難しい。
【０００５】
このような課題に対して、特許文献１および２では、通常、内外面１層ずつ突合せ溶接を内面１〜２層、外面２層あるいは内面１層、外面３層の多層溶接を行うことで、各溶接の溶接入熱を低減し、溶接熱影響部靱性を確保する方法が開示されている。また、特許文献３および４では、仮付溶接部を研削、平滑化することにより、溶接を安定させ、溶接熱影響部靱性を確保する方法が開示されている。特許文献５では、仮付溶接を残して内外面の溶接を行うことによって、溶接断面積を低減し、その結果溶接入熱量を低減し、溶接熱影響部靱性を確保する方法が開示されている。
【０００６】
また、特許文献６では、溶接熱影響部の化学成分の最適化および冷却速度を速くすることの組合せにより、溶接熱影響部組織を靭性の高い組織にし、靱性を確保する方法が開示されている。特許文献７および８では、通常よりも細い径のワイヤを用いることで、低入熱で深い溶込みを確保し、溶接入熱を低減することにより溶接熱影響部靱性を向上させる手法が提案されている。
【０００７】
さらに、特許文献９および１０では、それぞれビード幅、ビード断面積を最適に制御することにより、溶接熱影響部靱性を確保する方法が開示されている。また、特許文献１１では、内外面入熱バランスおよび内面入熱の管厚に応じた上限を規定することにより、会合部近傍に生成するＩＣＣＧＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒ Ｃｒｉｔｉｃａｌ Ｃｏａｒｓｅ Ｇｒａｉｎ ＨＡＺ：先行する溶接によって形成された溶融線近傍の粗大粒からなる溶接熱影響部が後続する溶接によってＡｃ１〜Ａｃ３変態点に再加熱された領域）をも含めた溶接熱影響部靱性を改善する手法が開示されている。また、特許文献１２では、内外面溶接によって形成される溶接熱影響部のオーステナイト粒径およびビード傾斜角を規定することで、会合部近傍に生成するＩＣＣＧＨＡＺをも含めた溶接熱影響部靱性を改善する手法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平６−３２８２５５号公報
【特許文献２】特開平１０−２７７７４４号公報
【特許文献３】特開平８−５７６４２号公報
【特許文献４】特開２００３−１３６１３０号公報
【特許文献５】特開２００１−１１３３７４号公報
【特許文献６】特開２００４−９９９３０号公報
【特許文献７】特開２００６−２７２３７７号公報
【特許文献８】特開２００７−２６８５６４号公報
【特許文献９】特開２００９−２１４１２７号公報
【特許文献１０】特開２００９−２３３６７９号公報
【特許文献１１】特開２００９−２４１１２８号公報
【特許文献１２】特開２００９−２０２１６７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献１、２のように突合せ溶接の積層数を増やすこと、および特許文献３、４のように仮付溶接部を研削することは、ともに工数の増大を招き、著しい生産性の低下が問題となる。
【００１０】
また、特許文献５のように仮付溶接を残して溶接することは、仮付溶接部における靱性確保や溶接欠陥の低減についても注意する必要がある。また、仮付溶接の溶接速度の低下や靭性の高い仮付溶接金属を得るためには、溶接材料の組合せの選定などを行う必要があり、本技術の実現性は困難である。また、ＡＰＩなどのラインパイプに適用される規格では、仮付溶接を残さないようにシーム溶接を行う必要があると定めているので、これらの規格品の製造にこれらの技術を適用することはできない。
【００１１】
特許文献６では成分および溶接入熱の制御により溶接熱影響部を高靱性な組織にすることを目標としているが、厚肉材への適用は、溶接入熱量を大きくしなければならず、所望の高靱性な溶接熱影響部組織を得ることが困難である。
【００１２】
特許文献７および８のように径の細いワイヤを用いて溶接入熱を低減する方法は、１パスの溶接によって形成されるＣＧＨＡＺ（Ｃｏａｒｓｅ ｇｒａｉｎ ＨＡＺ；粗粒熱影響部）に対しては有効であるが、２パスの溶接によって形成されるＩＣＣＧＨＡＺについては、溶接入熱量の低減だけでは十分な靱性を得ることができず、靱性確保が難しい。
【００１３】
特許文献９および１０も同様に、溶接入熱量を低減することを目標としているが、これではＩＣＣＧＨＡＺの靱性を確保することは難しい。
【００１４】
特許文献１１および１２では、内外面入熱バランスを制御することおよびビード傾斜角を制御することによって、ＣＧＨＡＺだけでなくＩＣＣＧＨＡＺの靱性も確保することを可能としているが、ことＩＣＣＧＨＡＺの靱性の確保の方法としては、内外面溶接入熱を過度に低減することに主眼が置かれた手法であり、このような溶接施工を行うことは溶接欠陥などの発生を助長し、得策とはいえない。
【００１５】
そこで、本発明では、上述した問題を解決すべく、生産性に優れ、なおかつ溶接内部品質を劣化させることなく、溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管を供給することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者等は、高い生産性を確保するために、溶接（溶接管の長手方向の溶接をいう。）を内外面各１層で行うこととし、なおかつ、健全に溶接された部分も含めた仮付溶接部の切削などを行わず、当該溶接部において優れた溶接熱影響部靱性が得られるミクロ組織、溶接溶込形状およびそれを達成するための鋼材成分、溶接条件について種々の検討を行なった。
【００１７】
なお、本発明は、主に海底に敷設する厚肉高強度ラインパイプを対象としているため、溶接熱影響部靱性の評価手法としては、ＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１に規定されるシャルピー試験の方法で実施するものとした。
【００１８】
まず、ＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１で要求される溶接熱影響部のシャルピー試験で特に靱性確保が難しいとされる、図１の内面ＦＬ（Ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ）ノッチ、外面ＦＬノッチ、会合部ＦＬノッチで試験を行い、破壊起点となる組織の同定を行った。その結果、内外面ＦＬノッチでは、ＣＧＨＡＺと呼ばれるＦＬ近傍の粗粒組織域から破壊が発生しており、さらに詳細に破壊起点部の組織観察を行うと、破壊起点は化学成分が濃化したミクロ偏析が生じている部分であり、島状マルテンサイト（以下「ＭＡ」とも記述する。）と呼ばれる硬質第２相が母相であるベイナイトのラス間に多数生成、群集していることがわかった。また、会合部ＦＬノッチについても同様に破壊起点を調査したところ、破壊起点は、ＩＣＣＧＨＡＺと呼ばれる前述したＣＧＨＡＺの組織が後続の溶接熱影響によって２相域まで再加熱された領域であることがわかった。また、そのミクロ組織を詳細に調査すると、破壊起点となったＩＣＣＧＨＡＺは、ＣＧＨＡＺの組織からさらに粒界にもＭＡが多数生成しており、外面ＦＬの場合と同じく、多くの場合で破壊起点位置とミクロ偏析位置が一致していた。
【００１９】
そこで、まずこれらのＨＡＺ組織を改善して靱性を確保するための検討を実施した。ＨＡＺ靱性改善のためには、前述した組織の特徴より、溶接熱履歴を受けた後の旧オーステナイト粒径の微細化およびＭＡの低減が有効である。旧オーステナイト粒径の微細化のためには、Ｔｉの微量添加および溶接入熱の低減が有効であることがわかった。一方でＭＡの低減のためには、硬質第２相の総量を低減する効果のある、Ｃの低減が有効であり、硬質第２相のＭＡへのなりやすさを低減するためには合金元素を低減することがよいことがわかった。
【００２０】
また、この合金元素のなかで、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂが特にその効果に大きく寄与すること、Ｐは、Ｐそのものの効果でＭＡを低減する効果はわずかであるが、Ｐを低減することによりミクロ偏析の生成が抑制され、前述したＭＡの群集する領域を減らすことができ、その結果溶接熱影響部靱性を改善することができるとの知見も得た。
【００２１】
以上のような知見を基に、各合金元素のＭＡ生成に及ぼす機能と影響度を考慮した後述する式（５）で定義されるＰＭＡが溶接熱影響部靱性の指標となることを見出した。すなわち、このＰＭＡを５．０以下にすることにより、溶接熱影響部に生成するＭＡの生成を抑制し、靱性を大幅に向上できることがわかった。なお、ＰＭＡは、溶接熱影響部におけるＭＡの生成度合いをパラメータ化したものであり、溶接熱影響部靱性を向上させるためには、低いほどよいことを確認している。
【００２２】
また、特許文献１２で示されているように、内外面ＦＬノッチシャルピー試験に対しては、内外面ビード傾斜角を広くとることによって、靱性の改善が可能であることが分かった。
【００２３】
以上の対策によることで、内外面ＦLノッチの靱性を確保することができるが、会合部ＦＬのついては、不十分である。その原因は、ＩＣＣＧＨＡＺそのものの靱性値にあり、前述した対策を講じてもＩＣＣＧＨＡＺの靱性改善は少なく、その結果会合部ＦＬの靱性値を安定的に確保することができない。
【００２４】
そこで、本発明者らは、次に、会合部ＦＬノッチで安定的に高い靱性値を得る方法を調査した結果、会合部ＦＬノッチの靱性値は、ノッチ底に占めるＩＣＣＧＨＡＺの長さによって大きく影響を受け、ＩＣＣＧＨＡＺ長さを小さくすればするほど、低い値の発生する確率が小さくなることがわかった。そこで、次に、会合部近傍に生成するＩＣＣＧＨＡＺ長さを小さくするための溶接ビード形状および溶接入熱について検討を行った結果、内面溶接を行い次いで外面溶接を２層で溶接する場合、内外面の総入熱を低減すること、ラップ（ラップについては、後述する。）を小さくすることおよび内面溶接のビード幅を大きくすることの３つにより、ＩＣＣＧＨＡＺ長さを小さくすることができることがわかった。後述するＰＬＢＺＭ；式（１）およびＰＬＢＺＳ；式（６）は、これらの結果に基づいて作成した式であり、この式により計算される値を小さくするほど、ＩＣＣＧＨＡＺ長さを小さくでき、会合部ＦＬノッチの靱性値を安定化させることができることがわかった。
【００２５】
本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
[１]内面または外面のいずれかを先行して溶接した内外面各１層の突合せ溶接部を有する溶接鋼管において、
溶接熱影響部の金属組織のうち、
島状マルテンサイト（ＭＡ）面積分率が４％以下で、
平均旧オーステナイト粒径が４００μｍ以下で、
下記式（１）で計算されるＰＬＢＺＭが１４００以下で、
さらに、下記式（２）及び（３）でそれぞれ計算されるＣＭ１及びＣＭ２が１３以下である
ことを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管。
ＰＬＢＺＭ＝１．６２Ｄ１ｔ＋０．８４Ｄ２ｔ−３９ｔ−８９Ｒ１＋８１Ｌ＋１５１０ 式（１）
ＣＭ１＝０．００１２（９０−（Ｋ１＋１５））Ｄ１ 式（２）
ＣＭ２＝０．００１２（９０−（Ｋ２＋１５））Ｄ２ 式（３）
ここで、
Ｄ１（μｍ）；先行溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、
Ｄ２（μｍ）；後続溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、
Ｒ１（ｍｍ）；先行溶接によって形成された溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、
Ｌ（ｍｍ）；内外面溶接のラップ、
ｔ（ｍｍ）；管厚、
Ｋ１（°）；先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角、
Ｋ２（°）；後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角
である。
[２]溶接鋼管の化学成分が、質量％で、
Ｃ： ０．０３〜０．０８％
Ｓｉ： ０．０１〜０．２０％
Ｍｎ： １．０〜２．２％
Ｐ： ０．０１５％以下
Ａｌ： ０．００１〜０．０５％
Ｎｂ： ０．００５〜０．０５０％
Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％
Ｎ： ０．００２０〜０．００８０％
を含有し、さらに、
Ｃｕ： ０．１０〜０．５０％
Ｎｉ： ０．１０〜１．００％
Ｃｒ： ０．１０〜０．４０％
Ｍｏ： ０．１０〜０．３０％
Ｖ： ０．００５〜０．０３０％
Ｂ： ０．０００５〜０．００３０％
の内から選ばれる１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記式（４）で示されるＣｅｑが０．３０≦Ｃｅｑ≦０．５０で、
下記式（５）で示されるＰＭＡが５．０以下である
ことを特徴とする[１]記載の溶接熱影響部靭性に優れた溶接鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 式（４）
ＰＭＡ＝１０００００（Ｃ−０．０２１８）（０．２Ｓｉ＋０．５Ａｌ）（２（Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）＋２．５Ｎｂ）（１０／（５０Ｐ＋２．５））−２ 式（５）
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わす。
[３]さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％
の内から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする[２]に記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管。
[４]内面または外面のいずれかを先行して内外面各１層を多電極サブマージアーク溶接法によって溶接する溶接鋼管の製造方法であって、
下記式（６）で示されるＰＬＢＺＳが１４００以下となり、
下記式（７）及び（８）から計算されるＣＳ１およびＣＳ２が１６以下になること
を特徴とする[２]〜[３]のいずれか１つに記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
【００２６】
ＰＬＢＺＳ＝１３５ＨＩ１＋７０ＨＩ２−３９ｔ−８９Ｒ１＋８１Ｌ＋１５１０ 式（６）
ＣＳ１＝（９０−（Ｋ１＋１５））ＨＩ１／ｔ 式（７）
ＣＳ２＝（９０−（Ｋ２＋１５））ＨＩ２／ｔ 式（８）
ここで、
ＨＩ１（ｋＪ／ｍｍ）；先行溶接の溶接入熱量、
ＨＩ２（ｋＪ／ｍｍ）；後続溶接の溶接入熱量、
Ｒ１（ｍｍ）；先行溶接の溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、Ｌ（ｍｍ）；内外面溶接ビードのラップ、
ｔ（ｍｍ）；管厚、
Ｋ１（°）；先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角、
Ｋ２（°）；後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角
である。
[５]前記後続溶接の多電極サブマージアーク溶接において、少なくとも第１電極には、直径３．５ｍｍ以下の溶接ワイヤを用いることを特徴とする[４]記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
[６]前記後続溶接を行う側の開先形状が、表面側開先角度９０°以上、管厚中央側開先角度６０°以下の２段階の開先形状であることを特徴とする[４]又は[５]に記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
[７]前記後続溶接を行う側の表面側開先深さが管厚の１／３以上であることを特徴とする[６]記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用溶接鋼管を低コストかつ生産性良く製造することが可能となり産業上極めて有効である。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】Ｖノッチシャルピー試験片の採取位置を示す図である。
【図２】ラップの測定方法を示す図である。
【図３】内外面ＦＬ角の測定方法を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
本発明を実施するための形態を以下具体的に説明する。
【００３０】
本発明の（１）に係る溶接鋼管の素材鋼板は、特に規定しないが、Ｘ７０やＸ８０といった高強度ラインパイプとする場合、制御圧延に加えて、加速冷却や直接焼入れ−焼戻しを適用することによって強度および靱性を確保することが望ましい。
【００３１】
本発明では、溶接鋼管の溶接部の形状、溶接熱影響部のミクロ組織を規定する。以下にその限定理由を説明する。
【００３２】
ＰＬＢＺＭ（式（１））、ＰＬＢＺＳ（式（６））： １４００以下
ＰＬＢＺＭおよびＰＬＢＺＳはともに会合部近傍に生成するＩＣＣＧＨＡＺの長さの指標であり、この値が小さいほどＩＣＣＧＨＡＺ長さが小さくなり会合部ＦＬ靱性が向上する。一方でＰＬＢＺＭおよびＰＬＢＺＳを過度に小さくすることは溶接入熱の過度な低減やラップの低減などに繋がり、溶接欠陥の発生を助長することになる。
ＰＬＢＺＭは、下記式（１）で定義される。
ＰＬＢＺＭ＝１．６２Ｄ１ｔ＋０．８４Ｄ２ｔ−３９ｔ−８９Ｒ１＋８１Ｌ＋１５１０ 式（１）
ここで、
Ｄ１（μｍ）は、先行溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、Ｄ２（μｍ）は、後続溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、である。Ｄ１およびＤ２は、以下の方法で測定することができる。すなわち、これらの式に用いられる溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径は、溶接部断面において溶融線に接している１０個以上の旧オーステナイト粒から計算される平均円相当径のことを表しており、測定方法は、シーム溶接部から溶接長方向に観察するミクロ観察用サンプルを採取し、観察面を研磨後、ナイタールやピクリン酸といった鉄鋼材料の旧オーステナイト粒を現出できるエッチング法でエッチングし、光学顕微鏡で写真を撮影し、その写真の各旧オーステナイト粒の面積を測定し、円相当径を求めることによる。本測定方法は実際には、ある断面での旧オーステナイト粒径を求めることになるが、本発明で対象とするような５０〜５００μｍ程度の粒径の場合、実際の粒径との誤差はわずかである。旧オーステナイト粒が微細なほどその内部の組織も微細化し、靭性が向上することはよく知られている。
【００３３】
Ｒ１（ｍｍ）は、先行して溶接した溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、である。測定は、上述したミクロサンプルを用いる。本来は、ビード先端を円と仮定してその直径を求める法が、より正しい値が得られるが、その方法では、測定者により誤差が大きくなったり、特別な画像処理ＰＣソフトを用いる必要があったりするため、簡便に測定できる方法として、ビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅を測定するものとした。
【００３４】
Ｌ（ｍｍ）は、内外面溶接のラップ、であり、ラップとは内面溶接部と外面溶接部の重なっている部分の管厚方向の長さである。測定方法は、図２に示すように、上述したミクロサンプルを用いて外面溶接ビードの底と内面溶接ビードの底との管厚方向の距離を測定する。このとき、内面溶接ビードの底は外面溶接ビードにより溶かされて位置が特定できないため、内面溶接ビードが外面溶接ビードによって融かされている左右両点（ルート部という）を底辺とした角度３０°の直角三角形を書き、その６０°の角を構成する点と外面溶接ビードの底の部分の管厚方向の距離をラップ（Ｌ）として用いる。内外面溶接のラップが小さくなるほど、会合部近傍に生成するＩＣＣＧＨＡＺの面積が小さくなり靭性が向上する。ｔ（ｍｍ）は、管厚である。測定は造管後に厚み計にて行なう。
ＰＬＢＺＳは下記式で定義される。
ＰＬＢＺＳ＝１３５ＨＩ１＋７０ＨＩ２−３９ｔ−８９Ｒ１＋８１Ｌ＋１５１０ 式（６）
ここで、ＨＩ１（ｋＪ／ｍｍ）は、先行溶接の溶接入熱量、ＨＩ２（ｋＪ／ｍｍ）は、後続溶接の溶接入熱量、である。
【００３５】
Ｒ１（ｍｍ）は、先行して溶接した溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、Ｌ（ｍｍ）；内外面溶接ビードのラップ、である。
【００３６】
なお、ＰＬＢＺの導出に用いる形状パラメータはいずれもシーム溶接部を溶接線方向垂直に切断した面の組織をナイタールなどで現出させたサンプルから測定し、溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径は、溶接部断面において溶融線に接している１０個以上の旧オーステナイト粒から計算される平均円相当径のことを表す。
【００３７】
ＰＬＢＺＭおよびＰＬＢＺＳが１４００以下であれば、溶接欠陥の発生を防止しつつ、会合部ＦＬ靱性を確保できるため、上限を１４００とする。より好ましくは１３００以下である。
【００３８】
ＣＭ１、ＣＭ2： １３以下、ＣＳ１、ＣＳ２：１６以下
ＣＭ１（式（２））、ＣＭ2（式（３））およびＣＳ１（式（７））、ＣＳ２（式（８））はいずれも内外面ＦＬ靱性の指標であり、溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径あるいは溶接入熱と溶融線の角度を下げるほど、これらのパラメータは小さくなり、内外面ＦＬ靱性が向上する。
ＣＭ１＝０．００１２（９０−（Ｋ１＋１５））Ｄ１ 式（２）
ＣＭ２＝０．００１２（９０−（Ｋ２＋１５））Ｄ２ 式（３）
ここで、
Ｋ１（°）は、先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角であり、Ｋ２（°）は、後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角であり、図３のように、溶融線傾斜角は管厚方向を０°としたときの内外面下６ｍｍの位置での溶融線の角度のことである。６ｍｍの位置としたのはＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１で評価する内外面シャルピー試験の試験片厚中央になることと、本発明で対象とする溶接鋼管の場合、内外面各ビード角の平均値とほぼ同等の値が得られるからである。
【００３９】
ＣＳ１＝（９０−（Ｋ１＋１５））ＨＩ１／ｔ 式（７）
ＣＳ２＝（９０−（Ｋ２＋１５））ＨＩ２／ｔ 式（８）
ここで、
ＨＩ１（ｋＪ／ｍｍ）；先行溶接の溶接入熱量、
ＨＩ２（ｋＪ／ｍｍ）；後続溶接の溶接入熱量、
Ｒ１（ｍｍ）；先行溶接の溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、 Ｌ（ｍｍ）；内外面溶接ビードのラップ、
ｔ（ｍｍ）；管厚、
Ｋ１（°）；先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角、
Ｋ２（°）；後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角
である。
【００４０】
ＣＭ１、ＣＭ2を１３以下およびＣＳ１、ＣＳ２を１６以下にすることにより、内外面ＦＬ靱性が極めて向上するため、上限をそれぞれ１３および１６とする。より好ましくはＣＭ１およびＣＭ2は１２並びにＣＳ１およびＣＳ２は１５以下である。
【００４１】
溶接熱影響部のＭＡ面積分率： ４％以下
ＭＡ分率は溶接熱影響部靱性に大きな影響を及ぼし、ＭＡ面積分率を少なくするほど溶接熱影響部靱性は向上する。一方で、ＭＡ面積分率を低減するためには、鋼材添加元素を低減する必要があり、母材強度の確保が困難になるため、４％までは許容する。より好ましくは、３％以下である。
【００４２】
溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径： ４００μｍ以下
平均旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）は溶接溶接熱影響部靱性に大きな影響を及ぼし、平均旧γ粒径を小さくするほど溶接熱影響部靱性は向上する。γ粒径が４００μｍを超えるとＭＡ分率や溶接部形状などの他の因子を制御しても所望の靱性を得ることができないため、上限を４００μｍとする。より好ましくは２５０μｍ以下である。なお、ここでいう平均旧オーステナイト粒径とは、溶接部断面において溶融線に接している１０個以上の旧オーステナイト粒から計算される平均円相当径のことを表す。
【００４３】
さらに、本発明の（２）では、鋼材の化学成分を規定する。以下にその限定理由を説明する。
【００４４】
Ｃ： ０．０３〜０．０８％
Ｃは低温変態組織においては、過飽和に固溶することで強度上昇に寄与する。この効果を得るためには、０．０３％以上の添加が必要であるが、０．０８％を超えて添加すると溶接熱影響部に生成する第２相分率が上昇し、またその一部がＭＡになることで靱性を著しく劣化させるため、上限を０．０８％とする。
【００４５】
Ｓｉ： ０．０１〜０．２０％
Ｓｉは脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素であるが、溶接熱影響部の組織が上部ベイナイトであるときは、セメンタイトの生成を遅延する効果により島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成を助長し、溶接熱影響部靱性を著しく劣化させる。Ｓｉは製鋼工程で不可避的に含まれる元素であるため、下限を０．０１％とする。一方で、０．２０％を超えると溶接熱影響部にＭＡが多数生成し、靱性が著しく劣化するため、上限を０．２０％とする。より好ましくは、０．０１〜０．１２％である。さらに、低温での靱性の確保が必要である場合は、０．０１〜０．０６％の範囲まで低減することがより好ましい。
【００４６】
Ｍｎ： １．０〜２．２％
Ｍｎは焼入れ性向上元素として作用し、１．０％以上の添加によりその効果が得られるが、連続鋳造プロセスを適用した場合、中心偏析部の濃度上昇が著しく、２．２％を超える添加を行うと偏析部の靭性が劣化するため、上限を２．２％とする。
【００４７】
Ｐ： ０．０１５％以下
Ｐは固溶強化により強度を増加させる元素であるが、母材および溶接熱影響部の靭性や溶接性を劣化させるため、一般的にその含有量を低減することが望まれる。本発明では、Ｐを低減することによりミクロ偏析の生成を抑制し、溶接熱影響部に生成するＭＡを低減することで、溶接熱影響部靭性を向上させる。Ｐ低減の効果は、０．０１５％以下に抑制することで、発揮されるため、上限を０．０１５％とする。より好ましくは、０．０１０％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．０５％以下
Ａｌは脱酸に用いられる元素であり、いかなる手順の製鋼方法を用いても０．００１％は不可避的に含まれる。一方で、０．０５％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し母材靱性が劣化するだけでなく、セメンタイトの生成を抑制する効果によりＭＡの生成を助長し、溶接熱影響部靱性を劣化させるため上限を０．０５％とする。より好ましくは０．００１〜０．０３５％である。
【００４８】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは、熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果があり、特に９００℃まで未再結晶領域とするためには、０．００５％以上の添加が必要である。一方で、Ｎｂの添加量を増大させると、特に溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成し、さらに多層溶接時の再熱溶接熱影響部では析出脆化を引き起こして靭性が著しく劣化するため、上限を０．０５０％とする。なお、Ｎｂの添加量は、溶接熱影響部靭性の観点からは低いほど好ましく、より好ましくは０．００５〜０．０２５％である。
【００４９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｎ量低減に有効である。析出したＴｉＮはピンニング効果で熱間圧延前のスラブ加熱時の母材および溶接熱影響部、特に溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材および溶接熱影響部の靭性の向上に寄与する。この効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要であるが、０．０３０％を超えて添加すると、粗大化したＴｉＮや炭化物の析出により母材および溶接熱影響部靭性が劣化するようになるため上限を０．０３０％とする。
【００５０】
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
Ｎは通常鋼中に不可避的不純物として存在するが、前述の通りＴｉ添加を行うことで、オーステナイト粗大化を抑制するＴｉＮを形成するため規定する。必要とするピンニング効果を得るためには、０．００２０％以上鋼中に存在することが必要であるが、０．００８０％を超える場合は、固溶Ｎの増大による母材および溶接熱影響部の靭性劣化が著しいため、上限を０．００８０％とする。
【００５１】
Ｃｅｑ： ０．３０〜０．５０
下記式（４）のＣｅｑは、主に溶接熱影響部の最高硬さを評価するためのパラメータであるが、同時に母材強度を評価する指標として用いることができる。Ｃｅｑが０．３０未満であると母材で所望の強度を得ることができないため下限を０．３０％とする。一方で、０．５０を超えると溶接熱影響部靱性の確保が困難になるため、上限を０．５０％とする。より好ましくは、０．３４〜０．４５である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 式（４）
ここで、式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わす。
【００５２】
ＰＭＡ： ５．０以下
ＰＭＡは溶接熱影響部におけるＭＡの生成度合いをパラメータ化したものであり、溶接熱影響部靱性を向上させるためには、低いほど好ましい。しかしながら、ＰＭＡを低減することは同時に母材強度も下がることになるので、母材強度−溶接熱影響部靱性の両立の観点から５．０までは許容することが好ましい。より好ましくは、４．５である。
ここで、ＰＭＡ＝１０００００（Ｃ−０．０２１８）（０．２Ｓｉ＋０．５Ａｌ）（２（Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）＋２．５Ｎｂ）（１０／（５０Ｐ＋２．５））−２ 式（５）
ここで、式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わす。
【００５３】
本発明では、さらに強度確保などのために以下の元素を選択的に１種以上添加してもよい。
【００５４】
Ｃｕ： ０．１０〜０．５０％
Ｃｕは、０．１０％以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。一方で、過剰に添加すると母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、添加する場合は、上限を０．５０％とする。
【００５５】
Ｎｉ：０．１０〜１．００％
Ｎｉは、０．１０％以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。特に多量に添加しても他の元素に比べ靭性劣化が小さく、強靭化には有効な元素である。しかし、高価な元素で、１．００％を超えて添加すると焼入れ性が過剰に増加して溶接熱影響部靭性が劣化するので、添加する場合は、上限を１．００％とする。
【００５６】
Ｃｒ：０．１０〜０．４０％
Ｃｒは、０．１０％以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。一方で、過剰に添加すると母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、添加する場合は、上限を０．４０％とする。
【００５７】
Ｍｏ：０．１０〜０．３０％
Ｍｏは、０．１０％以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。一方で、Ｍｏの添加量を増大させると大入熱溶接部を靭性を劣化させるようになる。また、多層溶接時の再熱溶接熱影響部で析出脆化を引き起こし靭性が劣化するようになるため、添加する場合は、上限を０．３０％とする。Ｍｏの添加量は、溶接熱影響部靭性の観点からは低いほど好ましい。
【００５８】
Ｖ：０．００５〜０．０３０％
Ｖは０．００５％以上添加することで鋼の焼入れ性の向上に付与する。一方で、Ｖの添加量を増大させると再熱を受けた溶接熱影響部で析出し、析出脆化を引き起こすため、添加する場合は、上限を０．０３０％以下とする。なお、Ｖの添加量は溶接熱影響部靱性の観点からは低いほどより好ましい。
【００５９】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは焼入れ性の向上に極めて有効な元素であり、０．０００５％以上の添加で母材強度の向上に付与する。一方で、０．００３０％を超えて添加すると、靱性の劣化や溶接低温割れを助長するため上限を０．００３０％とする。
さらに
以上が、成分を限定する場合の基本成分であるが、靭性の向上や面積性介在物の生成を抑制させる場合、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒの１種以上をさらに選択的に添加することができる。
【００６０】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
Ｃａは、鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上添加することで靭性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし、０．０１００％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳのクラスタを形成し、靭性を劣化させるようになるので、添加する場合は、０．０００５〜０．０１００％とする。
【００６１】
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％
Ｍｇは、製鋼過程で鋼中に微細な酸化物として生成し、特に溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０１００％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し、靭性が低下するようになるため、添加する場合は、０．０００５〜０．０１００％とする。
【００６２】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％
ＲＥＭは、鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上添加することで靭性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし、高価な元素であり、かつ０．０２００％を超えて添加しても効果が飽和するため、添加する場合は、０．０００５〜０．０２００％とする。
【００６３】
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％
Ｚｒは、鋼中で炭窒化物を形成し、特に溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０３００％を超えて添加すると鋼中の清浄度が著しく低下し、靭性が低下するようになるので、添加する場合は０．０００５〜０．０３００％とする。
【００６４】
本発明では、さらに上記のシーム溶接部形状および溶接熱影響部のミクロ組織を得るために、以下の溶接方法を規定する。
【００６５】
溶接ワイヤ径： 後続する多電極サブマージアーク溶接の少なくとも第１電極は直径３．５ｍｍ以下のワイヤ
溶接熱影響部靱性を向上させるためには、溶接入熱を低減することが有効である。そのために、直径の細いワイヤ径を多電極サブマージアーク溶接の先行極に用いることにより、低入熱で深溶込みが得られ、溶接入熱の低減が可能となる。また、ＰＬＢＺＭ、ＰＬＢＺＳで示したように後続の溶接ビードの幅は会合部ＦＬ靱性に影響を及ぼさないため、直径の小さなワイヤを用いることで、会合部ＦＬ靱性に影響を与えず、後続ビード側のＦＬ靱性を向上させることができる。その効果は、ワイヤ径３．５ｍｍ以下で顕著にみられるため、上限を３．５ｍｍとする。より好ましくは、２〜３．５ｍｍである。
【００６６】
開先形状：後続溶接を行う側の開先形状が、表面側開先角度９０°以上、管厚中央側開先角度６０°以下の２段階の開先
開先形状はビード形状を支配する重要な因子であり、入熱の増大を抑制しながら、ＦＬ傾斜角を大きくするためには、管厚中央側が狭く、表面側が広い２段開先を適用することが有効であり、それぞれ６０°以下、９０°以上にすることが好ましく、所望のＦＬ傾斜角を安定的に確保することができる。
【００６７】
後続溶接を行う側の表面側開先深さが管厚の１／３以上であることが好ましい
表面側の開先深さを表面側開先深さが管厚の１／３以上とることにより、ビード形状はより安定化し所望のＦＬ傾斜角を安定的に確保できる。
【００６８】
また、ＰＬＢＺＭ、ＰＬＢＺＳより先行するビードのビード幅は会合部ＦＬ靱性に影響し、過度に広くできないため、先行するビード側への２段開先の適用は効果が十分にみられないため、２段開先は後続ビード側へ適用する。ただし、より好ましくは先行ビード側にも適用する。
【００６９】
本発明に係る溶接鋼管は、上述した方法で溶接を行う。ＳＡＷ溶接以外の製造方法は特に規定しないが、好ましくは厚鋼板を冷間加工による筒状に成形し、突合せ部を仮付け溶接を行った後、上述の方法で突合せ継手溶接（電気抵抗溶接）を行い、拡管により溶接鋼管とするものとする。
【実施例】
【００７０】
表１に示す化学成分のスラブを再加熱し熱間圧延、加速冷却により厚鋼板とした。
【００７１】
【表１】
【００７２】
これらの厚鋼板の幅端に開先加工を施し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレス、仮付溶接によりオープンパイプを製造し、表２に示す条件で多電極サブマージアーク溶接によりシーム溶接を行い、拡管することで溶接鋼管とした。なお、溶接はすべて鋼管内面側を先行で、鋼管外面側を後続で行った。
【００７３】
【表２】
【００７４】
得られた溶接鋼管から溶接線垂直断面からサンプルを採取し、鏡面研磨、ナイタール腐食を行い、デジタルカメラにより溶接部全体の撮影を行った。得られたデジタルカメラ写真から、先行して溶接した溶接ビードのビード先端から５ｍｍ位置でのビード幅Ｒ１、内外面ラップＬ、先行して溶接した溶接ビードの溶融線傾斜角Ｋ１および後続して溶接した溶接ビードの溶融線傾斜角Ｋ２を測定した。次に、用いたサンプルに電解エッチングを行うことによりＭＡを現出させ、ＳＥＭ写真を撮影し、その写真にみられる白色組織の面積分率を画像解析により導出した。なお、撮影位置は、ＭＡがもっとも生成していたＩＣＣＧＨＡＺに相当する箇所とした。さらにそのサンプルの観察面を再研磨し、ピクリン酸腐食により旧オーステナイト粒を現出させ、光学顕微鏡で溶融線近傍の溶接熱影響部の写真を撮影し、得られた写真の旧オーステナイト粒界から画像解析により円相当径を算出した。なお、撮影位置は、シャルピー試験による靱性評価位置を一致させるため、内外面の表面した６ｍｍの位置とした。
【００７５】
また、得られた溶接鋼管の溶接部から図１に示すＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１で規定される内外面ＦＬおよび会合部ＦＬからＪＩＳ Ｚ ２２０２の規格に準拠した、Ｖノッチシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規格に準拠したシャルピー試験を実施し、−４０℃での吸収エネルギを各条件について３本ずつ測定し、その平均値および最低値を求めた。なお、目標値はＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１に準拠して平均値５０Ｊ以上、最低値４０Ｊ以上とした。
【００７６】
表３に溶接ビードの形状および溶接熱影響部のミクロ組織およびシャルピー試験結果を示す。
【００７７】
【表３】
【００７８】
本発明例は、いずれも内外面ＦＬシャルピー試験および会合部ＦＬシャルピー試験において、目標値を達成している。一方で、本発明例から外れる比較例は、目標値が得られていない。
【符号の説明】
【００７９】
１ 母材
２ 溶接金属
３ 外面溶接の溶接ボンド部のノッチ位置
３ａ 内面溶接の溶接ボンド部のノッチ位置
３ｂ 中央部（ｔ／２）の溶接ボンド部のノッチ位置
４ シャルピー試験片のノッチ位置
１１ 母材外表面
１２ 母材内表面
Ｌ 内外面溶接ビードのラップ距離（ｍｍ）
Ｋ１ 先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角（°）
Ｋ２ 後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角（°）
【特許請求の範囲】
【請求項１】
内面または外面のいずれかを先行して溶接した内外面各１層の突合せ溶接部を有する溶接鋼管において、
溶接熱影響部の金属組織のうち、
島状マルテンサイト（ＭＡ）面積分率が４％以下で、
平均旧オーステナイト粒径が４００μｍ以下で、
下記式（１）で計算されるＰＬＢＺＭが１４００以下で、
さらに、下記式（２）及び（３）でそれぞれ計算されるＣＭ１及びＣＭ２が１３以下である
ことを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管。
ＰＬＢＺＭ＝１．６２Ｄ１ｔ＋０．８４Ｄ２ｔ−３９ｔ−８９Ｒ１＋８１Ｌ＋１５１０ 式（１）
ＣＭ１＝０．００１２（９０−（Ｋ１＋１５））Ｄ１ 式（２）
ＣＭ２＝０．００１２（９０−（Ｋ２＋１５））Ｄ２ 式（３）
ここで、
Ｄ１（μｍ）；先行溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、
Ｄ２（μｍ）；後続溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、
Ｒ１（ｍｍ）；先行溶接によって形成された溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、
Ｌ（ｍｍ）；内外面溶接のラップ、
ｔ（ｍｍ）；管厚、
Ｋ１（°）；先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角、
Ｋ２（°）；後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角
である。
【請求項２】
溶接鋼管の化学成分が、質量％で、
Ｃ： ０．０３〜０．０８％
Ｓｉ： ０．０１〜０．２０％
Ｍｎ： １．０〜２．２％
Ｐ： ０．０１５％以下
Ａｌ： ０．００１〜０．０５％
Ｎｂ： ０．００５〜０．０５０％
Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％
Ｎ： ０．００２０〜０．００８０％
を含有し、さらに、
Ｃｕ： ０．１０〜０．５０％
Ｎｉ： ０．１０〜１．００％
Ｃｒ： ０．１０〜０．４０％
Ｍｏ： ０．１０〜０．３０％
Ｖ： ０．００５〜０．０３０％
Ｂ： ０．０００５〜０．００３０％
の内から選ばれる１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記式（４）で示されるＣｅｑが０．３０≦Ｃｅｑ≦０．５０で、
下記式（５）で示されるＰＭＡが５．０以下である
ことを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部靭性に優れた溶接鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 式（４）
ＰＭＡ＝１０００００（Ｃ−０．０２１８）（０．２Ｓｉ＋０．５Ａｌ）（２（Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）＋２．５Ｎｂ）（１０／（５０Ｐ＋２．５））−２ 式（５）
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わす。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
Ｍｇ： ０．０００５〜０．０１００％
ＲＥＭ： ０．０００５〜０．０２００％
Ｚｒ： ０．０００５〜０．０３００％
の内から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管。
【請求項４】
内面または外面のいずれかを先行して内外面各１層を多電極サブマージアーク溶接法によって溶接する溶接鋼管の製造方法であって、
下記式（６）で示されるＰＬＢＺＳが１４００以下となり、
下記式（７）及び（８）から計算されるＣＳ１およびＣＳ２が１６以下になること
を特徴とする請求項２〜３のいずれか１項に記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
ＰＬＢＺＳ＝１３５ＨＩ１＋７０ＨＩ２−３９ｔ−８９Ｒ１＋８１Ｌ＋１５１０ 式（６）
ＣＳ１＝（９０−（Ｋ１＋１５））ＨＩ１／ｔ 式（７）
ＣＳ２＝（９０−（Ｋ２＋１５））ＨＩ２／ｔ 式（８）
ここで、
ＨＩ１（ｋＪ／ｍｍ）；先行溶接の溶接入熱量、
ＨＩ２（ｋＪ／ｍｍ）；後続溶接の溶接入熱量、
Ｒ１（ｍｍ）；先行溶接の溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、 Ｌ（ｍｍ）；内外面溶接ビードのラップ、
ｔ（ｍｍ）；管厚、
Ｋ１（°）；先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角、
Ｋ２（°）；後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角
である。
【請求項５】
前記後続溶接の多電極サブマージアーク溶接において、少なくとも第１電極には、直径３．５ｍｍ以下の溶接ワイヤを用いることを特徴とする請求項４記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
【請求項６】
前記後続溶接を行う側の開先形状が、表面側開先角度９０°以上、管厚中央側開先角度６０°以下の２段階の開先形状であることを特徴とする請求項４又は５に記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
【請求項７】
前記後続溶接を行う側の表面側開先深さが管厚の１／３以上であることを特徴とする請求項６記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
【請求項１】
内面または外面のいずれかを先行して溶接した内外面各１層の突合せ溶接部を有する溶接鋼管において、
溶接熱影響部の金属組織のうち、
島状マルテンサイト（ＭＡ）面積分率が４％以下で、
平均旧オーステナイト粒径が４００μｍ以下で、
下記式（１）で計算されるＰＬＢＺＭが１４００以下で、
さらに、下記式（２）及び（３）でそれぞれ計算されるＣＭ１及びＣＭ２が１３以下である
ことを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管。
ＰＬＢＺＭ＝１．６２Ｄ１ｔ＋０．８４Ｄ２ｔ−３９ｔ−８９Ｒ１＋８１Ｌ＋１５１０ 式（１）
ＣＭ１＝０．００１２（９０−（Ｋ１＋１５））Ｄ１ 式（２）
ＣＭ２＝０．００１２（９０−（Ｋ２＋１５））Ｄ２ 式（３）
ここで、
Ｄ１（μｍ）；先行溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、
Ｄ２（μｍ）；後続溶接によって形成された溶接熱影響部の平均旧オーステナイト粒径、
Ｒ１（ｍｍ）；先行溶接によって形成された溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、
Ｌ（ｍｍ）；内外面溶接のラップ、
ｔ（ｍｍ）；管厚、
Ｋ１（°）；先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角、
Ｋ２（°）；後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角
である。
【請求項２】
溶接鋼管の化学成分が、質量％で、
Ｃ： ０．０３〜０．０８％
Ｓｉ： ０．０１〜０．２０％
Ｍｎ： １．０〜２．２％
Ｐ： ０．０１５％以下
Ａｌ： ０．００１〜０．０５％
Ｎｂ： ０．００５〜０．０５０％
Ｔｉ： ０．００５〜０．０３０％
Ｎ： ０．００２０〜０．００８０％
を含有し、さらに、
Ｃｕ： ０．１０〜０．５０％
Ｎｉ： ０．１０〜１．００％
Ｃｒ： ０．１０〜０．４０％
Ｍｏ： ０．１０〜０．３０％
Ｖ： ０．００５〜０．０３０％
Ｂ： ０．０００５〜０．００３０％
の内から選ばれる１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記式（４）で示されるＣｅｑが０．３０≦Ｃｅｑ≦０．５０で、
下記式（５）で示されるＰＭＡが５．０以下である
ことを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部靭性に優れた溶接鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 式（４）
ＰＭＡ＝１０００００（Ｃ−０．０２１８）（０．２Ｓｉ＋０．５Ａｌ）（２（Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）＋２．５Ｎｂ）（１０／（５０Ｐ＋２．５））−２ 式（５）
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わす。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
Ｍｇ： ０．０００５〜０．０１００％
ＲＥＭ： ０．０００５〜０．０２００％
Ｚｒ： ０．０００５〜０．０３００％
の内から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管。
【請求項４】
内面または外面のいずれかを先行して内外面各１層を多電極サブマージアーク溶接法によって溶接する溶接鋼管の製造方法であって、
下記式（６）で示されるＰＬＢＺＳが１４００以下となり、
下記式（７）及び（８）から計算されるＣＳ１およびＣＳ２が１６以下になること
を特徴とする請求項２〜３のいずれか１項に記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
ＰＬＢＺＳ＝１３５ＨＩ１＋７０ＨＩ２−３９ｔ−８９Ｒ１＋８１Ｌ＋１５１０ 式（６）
ＣＳ１＝（９０−（Ｋ１＋１５））ＨＩ１／ｔ 式（７）
ＣＳ２＝（９０−（Ｋ２＋１５））ＨＩ２／ｔ 式（８）
ここで、
ＨＩ１（ｋＪ／ｍｍ）；先行溶接の溶接入熱量、
ＨＩ２（ｋＪ／ｍｍ）；後続溶接の溶接入熱量、
Ｒ１（ｍｍ）；先行溶接の溶接ビードのビード先端から５ｍｍの位置でのビード幅、 Ｌ（ｍｍ）；内外面溶接ビードのラップ、
ｔ（ｍｍ）；管厚、
Ｋ１（°）；先行溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角、
Ｋ２（°）；後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角
である。
【請求項５】
前記後続溶接の多電極サブマージアーク溶接において、少なくとも第１電極には、直径３．５ｍｍ以下の溶接ワイヤを用いることを特徴とする請求項４記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
【請求項６】
前記後続溶接を行う側の開先形状が、表面側開先角度９０°以上、管厚中央側開先角度６０°以下の２段階の開先形状であることを特徴とする請求項４又は５に記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
【請求項７】
前記後続溶接を行う側の表面側開先深さが管厚の１／３以上であることを特徴とする請求項６記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２０１３−７８７７５（Ｐ２０１３−７８７７５Ａ）
【公開日】平成２５年５月２日（２０１３．５．２）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−２１９０８１（Ｐ２０１１−２１９０８１）
【出願日】平成２３年１０月３日（２０１１．１０．３）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年５月２日（２０１３．５．２）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年１０月３日（２０１１．１０．３）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
[ Back to top ]