溶接部特性に優れた溶接鋼管の製造方法
【課題】鋼材の化学成分や溶接条件以外の方法で溶接部特性を向上することのできる溶接鋼管の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３％以上を含有し、更にＮｂ：０．００５％以上および／またはＭｏ：０．１０％以上を含有し、かつ式（１）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上である厚鋼板を圧延方向を長手方向として管状に冷間成形して、突合せ部をサブマージアーク溶接する溶接鋼管の製造方法であって、溶接部の溶接後放冷中に、溶接時の最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部をα／γ変態点以上９５０℃以下の温度域にて、且つ、母材部および最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部をα／γ変態点以下の温度域にて、溶接部に圧縮加工を施すことを特徴とする溶接鋼管の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
ここで、各成分元素は、質量％を意味する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３％以上を含有し、更にＮｂ：０．００５％以上および／またはＭｏ：０．１０％以上を含有し、かつ式（１）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上である厚鋼板を圧延方向を長手方向として管状に冷間成形して、突合せ部をサブマージアーク溶接する溶接鋼管の製造方法であって、溶接部の溶接後放冷中に、溶接時の最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部をα／γ変態点以上９５０℃以下の温度域にて、且つ、母材部および最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部をα／γ変態点以下の温度域にて、溶接部に圧縮加工を施すことを特徴とする溶接鋼管の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
ここで、各成分元素は、質量％を意味する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、サブマージアーク溶接を行うＵＯＥ鋼管などの溶接鋼管の製造方法に関し、特にＨＡＺ（溶接熱影響部）靱性や耐低温割れ性、耐ＳＳＣ特性に優れた溶接鋼管の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
溶接鋼管における溶接部の強度、靱性特性は、主に鋼材の化学成分や溶接条件を制御し、ＨＡＺ粗粒域の縮小、組織微細化および焼入性の最適化を図ることにより得られる。しかし、これらの制御因子のうち鋼材の化学成分は、母材の強度、靱性や耐サワー性能などの特性を確保するためにも重要な因子であるが、高強度化を所望する際の多量の合金元素の添加など、必ずしも溶接部特性にとって好ましい制御因子とは限らない。
【０００３】
もうひとつの制御因子である溶接条件についても、内外面のラップの確保やアンダーカットの防止、内部欠陥の低減など溶接部品質の確保のために最低限必要な入熱が存在し、その必要入熱は鋼管の肉厚が厚くなるほど大きくなるなど、溶接条件の制御だけでは、所望の溶接部特性が得られない可能性がある。
【０００４】
また、入熱を下げることは、一般にＨＡＺ粗粒域の縮小や組織微細化などを通じてＨＡＺ靱性の向上が図られるが、過度の入熱低減はＨＡＺの硬化を招き、低温割れの助長や耐ＳＳＣ特性の劣化を引き起こす。そこで、これらの制御因子以外の方法での溶接部特性の向上を可能とする製造方法の開発が求められている。
【０００５】
例えば、特許文献１には、内外面２層溶接の片側に仮付溶接を行い、その反対側に対して本溶接を行った後に、仮付ビードを一部切削、除去した後、仮付溶接を行った側の本溶接を行うことで、溶接部靱性を向上させる技術が開示されている。また、特許文献２には、溶接後放冷中に４００℃以上で溶接止端部を含むＨＡＺに対して超音波振動でピーニング処理を行うことにより、ＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示されている。また、特許文献３には、溶接後放冷中にエアーの吹き付けなどの手段で冷却速度を速くし、ＨＡＺ硬さを向上させることでＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示されている。また、特許文献４には、溶接鋼管の焼入焼戻もしくは焼鈍処理時に溶接部をＡｃ１〜Ａｃ３に加熱保持し、圧延を施す技術が開示されている。さらに、特許文献５には、溶接部に対して熱間で圧縮加工を加えて溶接部組織に再結晶を起こさせ組織を微細化し、溶接部特性を向上させる技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００３−１３６１３０号公報
【特許文献２】特開２００４−１４８３８３号公報
【特許文献３】特開２００４−９９９３０号公報
【特許文献４】特開平１−２３４５２３号公報
【特許文献５】特開２００５−２８８４７１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１の仮付溶接の切削、除去処理は、工数の増大をまねき生産性を悪化させることになる。また、特許文献２のピーニング処理は、溶接止端表面から深さ数ｍｍ程度までしか効果がなく、管厚内部位置でのＨＡＺ靱性の改善は望めない。また、特許文献３の冷却速度を速くすることは、高強度を得るために高合金化した鋼管に対しては効果があるものの、通常の強度グレードの鋼管ではその効果は小さく、むしろＨＡＺ靱性が劣化することもある。さらに、低温割れやＳＳＣの発生も助長することになる。
【０００８】
また、特許文献４の溶接鋼管の熱処理時に溶接部に圧延を行うことは、熱間で鋼管を圧延する装置を必要とし、実施することが困難である。さらに、特許文献５の溶接部に対して熱間で圧縮加工を加えることは、電縫溶接のスクイズロールと同様の設備を導入することで実施可能であるが、圧縮加工を加える温度範囲を適正に選択しなければ、溶接部に圧縮ひずみを集中させることができず、所望の効果を得るために多大の圧縮荷重を必要としてしまう。また、ラインパイプなどの鋼管素材は一般にＴＭＣＰにより製造され、その効果を最大化させるためにＮｂやＭｏが添加させているが、このことは溶接部に圧縮加工を加えたときの溶接部組織の再結晶を抑制するため、所望の効果を得ることができない可能性がある。
【０００９】
また、この他に溶接パス数を増やして１パスあたりの溶接入熱を低減する方法や、溶接後に鋼管全体もしくは溶接部を熱処理する方法も考えられるが、このことはともに工数の増大をまねき生産性を悪化させるため、好ましくない。
【００１０】
本発明は、上記した問題点に鑑みてなされたものであり、鋼材の化学成分の調整や溶接条件の最適化によらないで、生産性の著しい悪化を伴わず、溶接部特性を向上することのできる溶接鋼管の製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
発明者らは、上記課題を解決するために、特許文献５で開示されている溶接後放冷中に溶接部にひずみを与える手法に着目し、Ｎｂ、Ｍｏ添加厚鋼板の圧縮時に起こる現象を詳細に把握するために加工フォーマスタ試験および実装置での実験を行い、以下の知見を得た。
【００１２】
まず、溶接部各組織に溶接後放冷中の種々の温度域で圧縮加工を加えたときの変形抵抗、変態点、室温まで冷却した後の硬さの調査を加工フォーマスタ試験により行った。このとき、ＣＧＨＡＺは母材から切り出したサンプルに最高到達温度１４００℃の溶接を模擬した熱履歴を与えることで再現した。ＣＧＨＡＺとは一般に粗粒ベイナイトとなり靱性が低いとされる溶融線近傍組織のことをいう。ＦＧＨＡＺは同じく母材から切り出したサンプルに最高到達温度９００℃の溶接を模擬した熱履歴を与えることで再現した。ＦＧＨＡＺとはＡｃ３点直上まで加熱されて軟質なフェライトとなり継手強度の低下の主因となる組織のことをいう。ＷＭ（溶接金属）は母材をＴｉ−Ｂ系ワイヤおよび溶融型フラックスを用いてサブマージアーク溶接で溶接することで作製した溶接金属から切り出したサンプルに最高到達温度１４００℃の溶接を模擬した熱履歴を与えることで再現した。これらのサンプルについて最高到達温度から室温までの冷却途中の各温度（１０００〜３００℃）で１パス５％の圧縮を加えた。
【００１３】
図１に圧縮温度と変形抵抗の関係を示す。変形抵抗は圧縮温度がγ（オーステナイト）域のときは１００ＭＰａ以下と小さいが、変態開始温度以下になると急激に大きくなる。一般に同じ温度ではα（フェライト）はγよりも変形抵抗が小さいため、厚板圧延のように空冷でＡｒ３点以下になる場合は、今回みられたような急激な変形抵抗の上昇はみられない。この変形抵抗の急激な上昇の原因について種々調査した結果、固溶Ｃによる動的ひずみ時効によるものと推定できた。そのため、動的ひずみ時効の原因となる固溶Ｃ、Ｎを低減するため、Ｃを極限まで下げてＴｉを添加した鋼（薄鋼板分野ではＴｉ添加ＩＦ鋼と呼ばれる）で同様の熱履歴を与え、変態開始温度以下で圧縮加工を行った結果、急激な変形抵抗の上昇はみられなかった。
【００１４】
図２に圧縮温度と室温まで冷却した後の硬さの関係を示す。硬さはγ域では９００℃以下でほぼ一定で変態開始温度以下になると急激に上昇するのは、変態後の組織にひずみが導入されるためである。一方、無圧縮材とγ域圧縮材とを比較するとＣＧＨＡＺの場合はγ域圧縮材の硬さが低く、ＦＧＨＡＺの場合は硬さの低下は生じていない。
【００１５】
これは、γ域で圧縮加工を加えることでγが微細化し、焼きが入りにくくなり変態点が上昇したためで、本来焼入性の高いＣＧＨＡＺは変態点の上昇に伴い硬さが低下するが、圧縮加工を加えずとも十分に変態点の高いＦＧＨＡＺの硬さにはほとんど影響が及ばなかったためである。また、１０００℃で圧縮加工したもので硬さの低下が少なかったのは、圧縮温度が再結晶温度域であったためであり、その証拠にＮｂ、Ｍｏが添加されていない鋼の場合では、今回用いた鋼に比べてＣＧＨＡＺの硬さの低下が少なかった。
【００１６】
以上の結果をまとめると、ＣＧＨＡＺがγ域であり、母材やＦＧＨＡＺがα/γ変態点以下であれば、ＣＧＨＡＺと溶接金属のみが変形抵抗が低いために、外部からの圧縮加工によるひずみを集中させ、ＣＧＨＡＺを軟化させることができることがわかった。また、ＦＧＨＡＺがγ域のときに圧縮してもＦＧＨＡＺは軟化せず、継手強度の劣化がおきないこともわかった。
【００１７】
ＣＧＨＡＺを軟化させることは、ＨＡＺ靭性の向上や低温割れおよびＳＳＣの抑制ができ、さらに圧縮加工により溶接部内部のブローホールの圧着も可能になると考えられる。
【００１８】
これらの期待される効果のうちＨＡＺ靭性の向上効果について実継手で確認するために、後述する第1の実施の形態の装置を用いて実験を行った。供試鋼管は上述したＮｂ、Ｍｏ添加厚鋼板の板幅端部をエッジミラーで開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスを経て開先部が付き合わさった管状に成形して、外面部を仮付溶接後、内面部をサブマージアーク溶接でシーム溶接したものを用いた。次にサブマージアーク溶接で外面溶接を行う際に、サブマージアーク溶接機の下流に第1の実施の形態の装置を設置し、後述するεＷ＝０．２、εＴ＝０．２を狙った圧縮を溶接部に加えた。本発明では、溶接部に圧縮加工を加えるときの温度管理が重要となるが、本実験では、あらかじめ溶接線中央から１０ｍｍの位置に熱電対をとりつけ溶接時の温度履歴を測定し、その結果をもとに移動線熱源モデルで溶接部近傍の温度履歴を予測することで圧縮温度と時間の関係を調査した。
【００１９】
図３に最高到達温度が９００℃の位置での推定圧縮温度とその後室温まで冷却した後の溶接継手のＨＡＺ最高硬さと外面ＦＬ（溶融線）シャルピー試験の結果を示す。なお、ここで最高到達温度９００℃の位置で管理したのは、それよりも高温では移動線熱源モデルと実際との計算誤差が大きくなるためである。図３より明らかなように最高到達温度が９００℃の位置の圧縮時加工温度がα/γ変態温度直下近傍でＨＡＺ最高硬さが最も低く、シャルピー吸収エネルギは最も高くなっている。これは、ＣＧＨＡＺにγ域で効果的にひずみを加えることができたためと考えられる。一方、それよりも高い温度域で圧縮すると母材やＦＧＨＡＺなどの低温ＨＡＺも変形抵抗が小さくなり、ＣＧＨＡＺに十分ひずみが集中できずに、またそれよりも低い温度域で圧縮するとＣＧＨＡＺも変態開始温度よりも温度が下がり本装置で加えた荷重では十分にひずまないだけでなく、変態後組織にひずみがかかるために、靭性の向上がみられず、場合によっては靭性の劣化やＨＡＺの硬化を招くことがわかった。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨は以下の通りである。
【００２０】
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上を含有し、更にＮｂ：０．００５％以上および／またはＭｏ：０．１０％以上を含有し、かつ式（１）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上である厚鋼板を圧延方向を長手方向として管状に冷間成形して、突合せ部をサブマージアーク溶接する溶接鋼管の製造方法であって、溶接部の溶接後放冷中に、溶接時の最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部をα／γ変態点以上９５０℃以下の温度域にて、且つ、母材部および最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部をα／γ変態点以下の温度域にて、溶接部に圧縮加工を施すことを特徴とする溶接鋼管の製造方法である。
【００２１】
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
ここで、各成分元素は、質量％を意味する。
【００２２】
第二の発明は、前記圧縮加工は、溶接部に対して鋼管円周方向に圧縮加工を施すことを特徴とする第一の発明に記載の溶接鋼管の製造方法である。
【００２３】
第三の発明は、前記圧縮加工は、更に溶接部に対して鋼管の外径側から内径側に向かう方向にも圧縮加工を施すことを特徴とする第二の発明に記載の溶接鋼管の製造方法である。
【００２４】
第四の発明は、前記圧縮加工は、サブマージアーク溶接機の溶接方向下流側に設置され、溶接部に熱間で圧縮加工を施す装置により行うことを特徴とする第一乃至第三の発明の何れかに記載の溶接鋼管の製造方法である。
【００２５】
第五の発明は、前記圧縮加工を施す装置は、溶接鋼管を左右両側から挟み込む１対の成型ロールと、溶接部を鋼管の外径側から内径側に向かう方向に押えるガイドロールとからなることを特徴とする第四の発明に記載の溶接鋼管の製造方法である。
【発明の効果】
【００２６】
本発明の製造方法によれば、ＨＡＺ靱性や耐低温割れ性、耐ＳＳＣ特性に優れた溶接鋼管の製造が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】圧縮温度と変形抵抗との関係を示す図である。
【図２】圧縮温度と硬さとの関係を示す図である。
【図３】圧縮温度とＨＡＺ最高硬さ、ＦＬシャルピー吸収エネルギーとの関係を示す図である。
【図４】第１の実施の形態に係るＵＯＥ鋼管製造設備の構成を示す図である。
【図５】第１の実施の形態におけるひずみを定義する図である。
【図６】第２の実施の形態に係るＵＯＥ鋼管製造設備の構成を示す図である。
【図７】第２の実施の形態におけるひずみを定義する図である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２９】
１．鋼管素材成分について
成分における％はすべて質量％とする。
【００３０】
Ｃ：０．０３％以上
本発明ではＣＧＨＡＺにひずみを集中させることが必要である。そのため、変態開始温度以下で変形抵抗が大幅に増加する鋼管素材を用いる必要がある。
Ｃが０．０３％以上では溶接中に生成したαが動的ひずみ時効により大きな変形抵抗をもつため、変態開始温度以下で大幅に変形抵抗が上昇する。０．０３％未満では、変形抵抗の上昇が十分でないため、Ｃ量は０．０３％以上とする。
【００３１】
Ｎｂ：０．００５％以上および／またはＭｏ：０．１０％以上
Ｎｂ、Ｍｏはともに未再結晶温度域を拡大する元素として知られている。Ｎｂが０．００５％以上および／またはＭｏが０．１０％添加されていれば、未再結晶域が９５０℃以上まで拡大されるため、それぞれＮｂ量は０．００５％以上、Ｍｏ量は０．１０％以上とする。
【００３２】
Ｃ、Ｎｂ、ＭｏおよびＣｅｑ以外の化学成分の範囲については特に規定しないが、本発明により得られるＵＯＥ鋼管をラインパイプ、ライザー管などの石油・天然ガス採掘用鋼管、プラント配管、海洋構造物などの構造管、建築用鋼管柱などに用いる場合に必要な強度、靱性、溶接性を得るためには、以下の成分範囲を満たしていることが望ましい。
【００３３】
Ｓｉは脱酸上、鋼に必然的に含まれる元素であるが、０．５％を超えて添加すると、溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響を与えるため、Ｓｉ量は０．５％以下とするのが良い。
【００３４】
Ｍｎは強度、靱性を同時に向上させることができる極めて重要な元素であるが、０．５％未満の添加ではその効果が十分でなく、２．８％を超えて添加すると、母材およびＨＡＺの靱性を劣化させ、また中心偏析部にＭｎＳが生成することで内部品質が劣化すること、更にＨＡＺ組織が下部ベイナイトとなり本発明の効果が最大限に生かされなくなるため、Ｍｎ量は０．５〜２．８％の範囲とするのが良い。
【００３５】
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．１０％を超えて添加すると、溶接性、ＨＡＺ靱性や清浄度を低下させるため、Ａｌ量は０．１０％以下とするのが良い。
【００３６】
Ｃｕは靱性をあまり劣化させずに強度を上げることのできる元素であるが、０．８％を超えて添加すると、スラブ表面に割れが発生し、圧延前にグラインダなどでの手入れが必要となるため、Ｃｕ量は０．８％以下とするのが良い。
【００３７】
Ｎｉは強度、靱性およびＨＡＺ靱性を向上させる元素であり、添加することが望ましいが、２％を超える添加によりＨＡＺ組織が下部ベイナイトになり本発明の効果が最大限に生かせなくなるため、Ｎｉ量は２％以下とするのが良い。
【００３８】
Ｃｒは母材強度を高めることのできる元素であるが、１．０％を超えて添加すると母材靱性、ＨＡＺ靱性を劣化させることになるため、Ｃｒ量は１．０％以下とするのが良い。
【００３９】
Ｖは析出強化により強度を向上させるが、０．１％を超えて添加すると母材靱性、ＨＡＺ靱性が劣化するため、Ｖ量は０．１％以下とするのが良い。
【００４０】
Ｔｉは鋼中に不可避的に含まれるＮと結合しＴｉＮを生成することで、母材、ＨＡＺの結晶粒を微細化すること、および固溶Ｎを低減することにより靱性を向上させることができるが、０．００５％未満の添加ではその効果が十分でなく、０．０４％を超えて添加すると固溶ＴｉやＴｉＣの生成によって靱性の劣化を招くため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０４％の範囲とするのが良い。
【００４１】
Ｂは高強度化に極めて有効であるが、０．００３％を超えて添加するとＨＡＺが著しく硬化し、靱性が劣化するため、Ｂ量は０．００３％以下とするのが良い。
【００４２】
ＣａはＭｎＳの形態を制御して靭性を改善するので添加してもよいが、０．００５％を超えて添加するとＣａＯＳクラスタが生成して靭性を劣化させるため、添加する場合は、Ｃａ量は０．００５％以下とするのが良い。
【００４３】
Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏの各元素は、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、Ｐは０．０５％、Ｓは０．００５％、Ｎは０．０１％、Ｏは０．００５％をそれぞれ超えると偏析の劣化や介在物の多量生成により、母材の延性、靱性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため、Ｐ量は０．０５％以下、Ｓ量は０．００５％以下、Ｎ量は０．０１％以下、Ｏ量は０．００５％以下とするのが良い。
【００４４】
炭素当量（Ｃｅｑ）：０．３４０以上
ＣｅｑはＨＡＺの焼入れ性を示す指標であり、０．３４０未満とすると、ＣＧＨＡＺも焼入性の低いフェライト＋パーライト組織となり、圧縮加工による軟化がおこらずＨＡＺ靭性の改善効果がなくなるため、下限を０．３４０とした。また、Ｃｅｑが０．５５を超えるとＣＧＨＡＺが靱性のよい下部ベイナイトとなり、この成分領域では圧縮加工を加えることでＣＧＨＡＺ軟化は期待できるがＣＧＨＡＺの靱性はむしろ劣化するため、より好ましくは上限を０．５５とする。
【００４５】
２．圧縮加工温度について
溶接時の最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部：α／γ変態点以上９５０℃以下
ＣＧＨＡＺを軟化させるためには、ＣＧＨＡＺがγ域でなおかつ未再結晶域で圧縮加工を加える必要がある。圧縮加工温度がα/γ変態点未満ではＣＧＨＡＺにひずみが集中できず、９５０℃以上では圧縮加工による組織微細化が十分でなくともにＣＧＨＡＺの軟化効果が小さくなるため、α/γ変態点以上９５０℃以下で圧縮加工を加えることとする。
【００４６】
溶接時の最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部、および母材部：α／γ変態点以下
ＣＧＨＡＺに歪を集中させるためには、最高到達温度がそれよりも低い部分はできるだけ変形抵抗が大きい方がよい。そのためには、最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部、および母材部がα/γ変態点以下である必要がある。
【００４７】
なお、これらの温度の管理方法としては、実際の圧縮加工時もしくはそれと同じ条件で溶接した鋼管に対して、熱電対を用いて直接所望とする最高到達温度の箇所の温度履歴を測定するか、任意の箇所の温度履歴を熱電対で測定した後、その位置の溶融線からの距離から移動線熱源モデル等の熱伝導計算によって所望とする最高到達温度の箇所の温度履歴を推定して用いることが望ましい。また、熱伝導計算によって温度履歴を推定する場合は、最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部の温度履歴を計算する場合に誤差が大きくなるため、有限要素法などにより溶融線の形状などを考慮して温度履歴を求めることがより好ましい。一方で、より簡便な管理方法として、最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部のα/γ変態点以下で、なおかつ最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部のα/γ変態点以上となる温度範囲で、最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部を圧縮してもよい（この条件範囲であれば、本発明の請求範囲に収まることを確認している）。
【００４８】
３．圧縮加工を加える方向
圧縮加工を加える方向は、円周方向もしくは円周方向に加えて外面から鋼管半径方向に加えることとする。鋼管断面にかける負荷を考えた場合、これ以外の負荷方法では溶接部に対して引張や剪断方向のひずみが主となり割れ発生の原因となるからである。また、剪断ひずみを小さくするために、外面から鋼管半径方向に加える力は円周方向の力に比べて小さいことが好ましい。
【００４９】
４．圧縮加工を加える装置
圧縮加工を加える装置は上述した方向に十分な力をかけることができることが必要であり、以下に述べる第１または第２の実施の形態とするのが良い。
【００５０】
（第１の実施の形態）
図４に、第１の実施の形態に係るＵＯＥ鋼管の製造設備の構成を示す。エッジミラー、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスを経て鋼板を突合端部開口状の鋼管形状に成形した。突合端部開口状の鋼管（以下、単に鋼管と呼ぶ）１は、図４に示すように、複数の搬送ロール４により形成される搬送路上を搬送され、その搬送路の途中には溶接機３が配設され、その溶接機３の搬送方向下流側直近には溶接部加工装置２が配設されている。なお、鋼管１ は、突合端部を上方に向けて搬送される。溶接機３は、鋼管１の突合端部に対してサブマージアーク溶接を行うものである。
【００５１】
溶接部加工装置２は、鋼管１を挟んで左右両側に配設される１対の成型ロール２２、２２を備え、溶接機３よりも搬送方向下流側に配設され、溶接機３によって形成した溶接部１ａに対し熱間で圧縮加工を施すものである。前記成型ロール２２は、上下方向にその回転軸が向くように配設されるとともに、鋼管１の外周面に上下に離れた２箇所（第１の接触箇所、第２の接触箇所）で当接するように楕円の円弧形状とされた鼓状のロールであり、搬送される鋼管１の幅よりも若干狭い間隔をもって１対が配設される。なお１対の成型ロール２２、２２のそれぞれにバックアップロール２３が設けられている。
【００５２】
上記のような第１の実施の形態に係るＵＯＥ鋼管の製造設備の動作、作用及び効果について説明する。鋼管１の突合端部が溶接機３に搬送されてきて、サブマージアーク溶接された溶接部１ａがさらに搬送され、溶接部加工装置２に至ると、狭い成型ロール２２、２２間を通り抜ける際に鋼管１は左右両側から挟みこまれて鋼管円周方向に圧縮される方向に力を受ける。この力は、図４（ｂ）に示すように、溶接部１ａから遠い側の第１の接触箇所２箇所で鋼管１の左右両側から鋼管１の略中心に向かって水平方向に働く第１の力と、溶接部１ａに近い側の第２の接触箇所２箇所で鋼管１の外径側から内径側に向かって斜め下方に働く第２の力と、に分けて考えることができる。
【００５３】
このうち、第１の力により、溶接部１ａは鋼管円周方向に圧縮される方向に力を受ける。この力はまた、鋼管１を上下方向に膨らませようとする力としても作用する。また、第２の力は、溶接部１ａに対し鋼管円周方向に作用する水平成分と下方に作用する鉛直成分に分けて考えることができる。このうち鉛直成分は、上記第１の力による鋼管１の上下方向への膨らみを抑制しようとする力として作用する。この作用により、図４（ｃ）に示すように鋼管１が変形しようとする作用が抑制される。
【００５４】
この成型ロール２２、２２による圧縮加工前後の溶接部１ａの断面を図５（ｂ）に示す。実線は成型ロール２２、２２通過前（圧縮加工前）の溶接部１ａを、破線は成型ロール２２、２２通過後（圧縮加工後）の溶接部１ａの溶接金属部を示す。これらの図に示すように、圧縮加工により溶接部１ａには鋼管円周方向に塑性変形が生じている。なお、上記実施形態においては鼓状の成型ロール２２を用いたが、成型ロール２２の形状は特に限定されない。例えば、上記鋼管１と接触する２箇所にそれぞれ別の成型ロールを配置してもよい。また、鋼管１との接触箇所は２箇所（左右合わせれば４箇所）に限定されず、１箇所（同２箇所）又は３箇所（同６箇所）以上であってもよい。
【００５５】
（第２の実施の形態）
図６に、第２の実施の形態に係るＵＯＥ鋼管の製造設備の構成を示す。第２の実施の形態は、第１の実施の形態と略同様の構成であるが、溶接部加工装置２の構成が異なっている。以下、この異なる点を中心に説明する。溶接部加工装置２は、第１の実施の形態のものと若干形状の異なる１対の成型ロール２２、２２と、ガイドロール２１とを備え、第１の実施の形態と同様、溶接部１ａに対して圧縮加工を施すものである。成型ロール２２は、第１の実施の形態と同様に全体が鼓状であるが、鋼管１と１箇所で接触するような形状にしてある。ガイドロール２１は、搬送方向に沿う方向に回転する円板状のロールであり、１対の成型ロール２２、２２の間でかつ鋼管１の突合端部外周面を鋼管１の外径側から内径側に向かう方向に押さえるように配設される。
【００５６】
上記のような第２の実施の形態に係るＵＯＥ鋼管の製造設備の動作、作用及び効果について説明する。鋼管１の突合端部が溶接機３に搬送されてきて、サブマージアーク溶接された溶接部１ａがさらに搬送され、溶接部加工装置２に至ると、溶接部１ａは成型ロール２２、２２によって左右両側から挟みこまれて鋼管円周方向に圧縮される方向に力を受けるとともに、ガイドロール２１からも鋼管１の外径側から内径側に向かって圧縮される方向に力を受ける。このとき、成型ロール２２、２２から受ける力は、鋼管１の左右両側から鋼管１の略中心に向かって水平方向に働く力による。この力により、溶接部１ａは鋼管円周方向に圧縮される方向に力を受ける。この力はまた、鋼管１を上下方向に膨らませる力としても作用する。
【００５７】
ガイドロール２１により突合端部外周面を鋼管１の外径側から内径側に向かう方向に押さえる力は、鉛直下方に働くものであり、上記成型ロール２２、２２から付与される力により鋼管１が上下方向に膨らもうとするのを抑制するように作用する。この作用により、図４（ｃ）に示すように鋼管１が変形しようとする作用が抑制される。また、このガイドロール２１から付与される鉛直下方に働く力に加えて溶接部１ａは鋼管円周方向に圧縮される方向に力を受けるため、第２の実施の形態では、溶接部１ａは成型ロール２２、２２により鋼管円周方向、そして、ガイドロール２１により鋼管１の外径側から内径側に向かう方向（鋼管径方向）に、それぞれ圧縮され、溶接部１ａには鋼管円周方向並びに鋼管径方向の塑性変形が起こる。なお、上記第２の実施の形態では、第１の実施の形態とは別な形状の成型ロール２２、２２を用いているが、第１の実施の形態と同じ形状の成型ロール２２、２２を用い、ガイドロール２１に加えて鋼管１の外径側から内径側に向かう方向に力を付与するようにしてもよい。
【実施例１】
【００５８】
本発明の効果を確認するために溶接鋼管を作製し、ＨＡＺ最高硬さおよびＦＬシャルピー吸収エネルギを評価した。
【００５９】
供試鋼管1は、表1に示す化学成分を有する鋼種（Ａ〜Ｄ）を種々の板厚に圧延し、その板幅端部にエッジミラーで開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスを経て開先部が付き合わさった管状に成形したものの外面部を仮付溶接後、内面部をサブマージアーク溶接でシーム溶接し、次にサブマージアーク溶接で外面溶接を行う際に、サブマージアーク溶接の下流に設置した上記第１の実施の形態又は第２の実施の形態の設備を用いて圧縮加工を施し、最後に拡管することで製造した。表１に供試鋼管の化学成分を、表２に供試鋼管の製造条件および溶接部特性を示す。
【００６０】
【表１】
【００６１】
【表２】
【００６２】
圧縮温度は、あらかじめ溶接線中央から１０ｍｍの位置に熱電対をとりつけ溶接時の温度履歴を測定し、その結果をもとに移動線熱源モデルで溶接部近傍の温度履歴を予測し、最高到達温度が９００℃の位置の温度と時間の関係を調査し、同位置が所望の圧縮温度になるように時間管理で圧縮を加えた。
【００６３】
なお、本発明では、最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部のα/γ変態点以下で、なおかつ最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部のα/γ変態点以上となる温度範囲で、最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部を圧縮しても、所望の温度範囲で圧縮できたものとした。
【００６４】
また、種々の荷重の圧縮加工を施し、溶接部１ａに生じる塑性変形の程度の異なる鋼管１を種々製造し、両試験を行った。そのとき鋼管に付与されたマクロひずみ（εＷ、εＴ、ε）を表２に併記する。表２中のεＷ、εＴ、εは下記の式（１）〜式（３）によって求められる値である。
【００６５】
εＷ＝（Ｗ0−Ｗ1）／Ｗ0 ・・・式（１）
εＴ＝（Ｔ1−Ｔ0）／Ｔ0 ・・・式（２）
ε＝εＷ／εＴ ・・・式（３）
なお、図５に示すように、Ｗ0は溶接直後の溶接部１ａの幅、Ｗ1は成型ロール通過後の溶接部１ａの幅、Ｔ0は溶接直後の溶接部１ａの厚さ、Ｔ1は成型ロール通過後の溶接部１ａの厚さである。なお、第２の実施の形態については図７に示す。
【００６６】
変態温度は、鋼種（Ａ〜Ｄ）毎にフォーマスタ試験片を採取し、ＦＧＨＡＺおよびＣＧＨＡＺを模擬するために最高到達温度を９００℃および１４００℃に変化させたＣＣＴ図を作成し、管厚から推定される冷却速度のときの変態点を採用した。
【００６７】
シャルピー衝撃試験は、外面溶接部で外表面下６ｍｍ位置が試験片中央になるように、またノッチが溶接部断面方向にＨＡＺと溶接金属が５０％ずつ入るように（すなわち試験片中央がＦＬとなるように）ノッチを入れた。試験は、−３０℃で各３本ずつ試験し、その平均吸収エネルギを求めた。
【００６８】
ＨＡＺの最高硬さは溶接部の断面マクロ組織観察用試験片を採取し、荷重１ｋｇｆで外面溶接外面下６ｍｍの位置のＦＬから母材方向へ０．４ｍｍピッチで４．８ｍｍ測定し、その最高値を求めた。
【００６９】
発明の効果は、圧縮加工を加えたものと加えていないものを比較し、両者の差がＦＬシャルピー吸収エネルギの場合は５０Ｊ以上、ＨＡＺ最高硬さの場合は１０以上の場合に効果があったものとして評価した。
【００７０】
表２に示す試験結果によると、鋼管Ｎｏ．１〜３は本発明の範囲内にあるため、圧縮加工によりＨＡＺ最高硬さの低下およびＦＬシャルピー靱性の向上効果が得られている。一方、その他の鋼管については、いずれかの条件が本発明範囲外であるため、圧縮加工による溶接部特性の改善効果が得られていない。鋼管Ｎｏ．４は、圧縮温度が低すぎるため変形抵抗が大きく十分なひずみが付与できず、加工硬化も伴うため、むしろ靱性の劣化およびＨＡＺ硬さの上昇を招いている。鋼管Ｎｏ．５は、圧縮温度が高すぎるため、ＣＧＨＡＺにひずみを集中できずに、改善効果が小さい。鋼管Ｎｏ．６は、厚鋼板成分でＮｂ、Ｍｏが所望の量の添加がされていないため、未再結晶域での圧縮が行われず、改善効果が小さい。鋼管Ｎｏ．７は、Ｃ量が少なすぎるため２相域の変形抵抗が十分でなく、最適な圧縮加工温度で圧縮しても十分な改善効果が得られていない。鋼管Ｎｏ．８は、Ｃｅｑが小さすぎるため、ＣＧＨＡＺ組織がフェライト+パーライト組織になり、十分な改善効果が得られていない。
【符号の説明】
【００７１】
１ 鋼管
１Ａ 母材
１Ｂ 溶接金属部
１Ｃ ＨＡＺ部
１ａ 溶接部
２ 溶接部加工装置
２１ ガイドロール
２２ 成型ロール
２３ バックアップロール
３ 溶接機
３１ フラックス供給管
３３ 溶接用ワイヤ
４ 搬送ロール
５ フラックス
８ 試験片
Ｐ 中点
Ｗ0 溶接直後の溶接部の幅
Ｗ1 成型ロール通過後の溶接部の幅
Ｔ0 溶接直後の溶接部の厚さ
Ｔ1 成型ロール通過後の溶接部の厚さ
【技術分野】
【０００１】
本発明は、サブマージアーク溶接を行うＵＯＥ鋼管などの溶接鋼管の製造方法に関し、特にＨＡＺ（溶接熱影響部）靱性や耐低温割れ性、耐ＳＳＣ特性に優れた溶接鋼管の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
溶接鋼管における溶接部の強度、靱性特性は、主に鋼材の化学成分や溶接条件を制御し、ＨＡＺ粗粒域の縮小、組織微細化および焼入性の最適化を図ることにより得られる。しかし、これらの制御因子のうち鋼材の化学成分は、母材の強度、靱性や耐サワー性能などの特性を確保するためにも重要な因子であるが、高強度化を所望する際の多量の合金元素の添加など、必ずしも溶接部特性にとって好ましい制御因子とは限らない。
【０００３】
もうひとつの制御因子である溶接条件についても、内外面のラップの確保やアンダーカットの防止、内部欠陥の低減など溶接部品質の確保のために最低限必要な入熱が存在し、その必要入熱は鋼管の肉厚が厚くなるほど大きくなるなど、溶接条件の制御だけでは、所望の溶接部特性が得られない可能性がある。
【０００４】
また、入熱を下げることは、一般にＨＡＺ粗粒域の縮小や組織微細化などを通じてＨＡＺ靱性の向上が図られるが、過度の入熱低減はＨＡＺの硬化を招き、低温割れの助長や耐ＳＳＣ特性の劣化を引き起こす。そこで、これらの制御因子以外の方法での溶接部特性の向上を可能とする製造方法の開発が求められている。
【０００５】
例えば、特許文献１には、内外面２層溶接の片側に仮付溶接を行い、その反対側に対して本溶接を行った後に、仮付ビードを一部切削、除去した後、仮付溶接を行った側の本溶接を行うことで、溶接部靱性を向上させる技術が開示されている。また、特許文献２には、溶接後放冷中に４００℃以上で溶接止端部を含むＨＡＺに対して超音波振動でピーニング処理を行うことにより、ＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示されている。また、特許文献３には、溶接後放冷中にエアーの吹き付けなどの手段で冷却速度を速くし、ＨＡＺ硬さを向上させることでＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示されている。また、特許文献４には、溶接鋼管の焼入焼戻もしくは焼鈍処理時に溶接部をＡｃ１〜Ａｃ３に加熱保持し、圧延を施す技術が開示されている。さらに、特許文献５には、溶接部に対して熱間で圧縮加工を加えて溶接部組織に再結晶を起こさせ組織を微細化し、溶接部特性を向上させる技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００３−１３６１３０号公報
【特許文献２】特開２００４−１４８３８３号公報
【特許文献３】特開２００４−９９９３０号公報
【特許文献４】特開平１−２３４５２３号公報
【特許文献５】特開２００５−２８８４７１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１の仮付溶接の切削、除去処理は、工数の増大をまねき生産性を悪化させることになる。また、特許文献２のピーニング処理は、溶接止端表面から深さ数ｍｍ程度までしか効果がなく、管厚内部位置でのＨＡＺ靱性の改善は望めない。また、特許文献３の冷却速度を速くすることは、高強度を得るために高合金化した鋼管に対しては効果があるものの、通常の強度グレードの鋼管ではその効果は小さく、むしろＨＡＺ靱性が劣化することもある。さらに、低温割れやＳＳＣの発生も助長することになる。
【０００８】
また、特許文献４の溶接鋼管の熱処理時に溶接部に圧延を行うことは、熱間で鋼管を圧延する装置を必要とし、実施することが困難である。さらに、特許文献５の溶接部に対して熱間で圧縮加工を加えることは、電縫溶接のスクイズロールと同様の設備を導入することで実施可能であるが、圧縮加工を加える温度範囲を適正に選択しなければ、溶接部に圧縮ひずみを集中させることができず、所望の効果を得るために多大の圧縮荷重を必要としてしまう。また、ラインパイプなどの鋼管素材は一般にＴＭＣＰにより製造され、その効果を最大化させるためにＮｂやＭｏが添加させているが、このことは溶接部に圧縮加工を加えたときの溶接部組織の再結晶を抑制するため、所望の効果を得ることができない可能性がある。
【０００９】
また、この他に溶接パス数を増やして１パスあたりの溶接入熱を低減する方法や、溶接後に鋼管全体もしくは溶接部を熱処理する方法も考えられるが、このことはともに工数の増大をまねき生産性を悪化させるため、好ましくない。
【００１０】
本発明は、上記した問題点に鑑みてなされたものであり、鋼材の化学成分の調整や溶接条件の最適化によらないで、生産性の著しい悪化を伴わず、溶接部特性を向上することのできる溶接鋼管の製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
発明者らは、上記課題を解決するために、特許文献５で開示されている溶接後放冷中に溶接部にひずみを与える手法に着目し、Ｎｂ、Ｍｏ添加厚鋼板の圧縮時に起こる現象を詳細に把握するために加工フォーマスタ試験および実装置での実験を行い、以下の知見を得た。
【００１２】
まず、溶接部各組織に溶接後放冷中の種々の温度域で圧縮加工を加えたときの変形抵抗、変態点、室温まで冷却した後の硬さの調査を加工フォーマスタ試験により行った。このとき、ＣＧＨＡＺは母材から切り出したサンプルに最高到達温度１４００℃の溶接を模擬した熱履歴を与えることで再現した。ＣＧＨＡＺとは一般に粗粒ベイナイトとなり靱性が低いとされる溶融線近傍組織のことをいう。ＦＧＨＡＺは同じく母材から切り出したサンプルに最高到達温度９００℃の溶接を模擬した熱履歴を与えることで再現した。ＦＧＨＡＺとはＡｃ３点直上まで加熱されて軟質なフェライトとなり継手強度の低下の主因となる組織のことをいう。ＷＭ（溶接金属）は母材をＴｉ−Ｂ系ワイヤおよび溶融型フラックスを用いてサブマージアーク溶接で溶接することで作製した溶接金属から切り出したサンプルに最高到達温度１４００℃の溶接を模擬した熱履歴を与えることで再現した。これらのサンプルについて最高到達温度から室温までの冷却途中の各温度（１０００〜３００℃）で１パス５％の圧縮を加えた。
【００１３】
図１に圧縮温度と変形抵抗の関係を示す。変形抵抗は圧縮温度がγ（オーステナイト）域のときは１００ＭＰａ以下と小さいが、変態開始温度以下になると急激に大きくなる。一般に同じ温度ではα（フェライト）はγよりも変形抵抗が小さいため、厚板圧延のように空冷でＡｒ３点以下になる場合は、今回みられたような急激な変形抵抗の上昇はみられない。この変形抵抗の急激な上昇の原因について種々調査した結果、固溶Ｃによる動的ひずみ時効によるものと推定できた。そのため、動的ひずみ時効の原因となる固溶Ｃ、Ｎを低減するため、Ｃを極限まで下げてＴｉを添加した鋼（薄鋼板分野ではＴｉ添加ＩＦ鋼と呼ばれる）で同様の熱履歴を与え、変態開始温度以下で圧縮加工を行った結果、急激な変形抵抗の上昇はみられなかった。
【００１４】
図２に圧縮温度と室温まで冷却した後の硬さの関係を示す。硬さはγ域では９００℃以下でほぼ一定で変態開始温度以下になると急激に上昇するのは、変態後の組織にひずみが導入されるためである。一方、無圧縮材とγ域圧縮材とを比較するとＣＧＨＡＺの場合はγ域圧縮材の硬さが低く、ＦＧＨＡＺの場合は硬さの低下は生じていない。
【００１５】
これは、γ域で圧縮加工を加えることでγが微細化し、焼きが入りにくくなり変態点が上昇したためで、本来焼入性の高いＣＧＨＡＺは変態点の上昇に伴い硬さが低下するが、圧縮加工を加えずとも十分に変態点の高いＦＧＨＡＺの硬さにはほとんど影響が及ばなかったためである。また、１０００℃で圧縮加工したもので硬さの低下が少なかったのは、圧縮温度が再結晶温度域であったためであり、その証拠にＮｂ、Ｍｏが添加されていない鋼の場合では、今回用いた鋼に比べてＣＧＨＡＺの硬さの低下が少なかった。
【００１６】
以上の結果をまとめると、ＣＧＨＡＺがγ域であり、母材やＦＧＨＡＺがα/γ変態点以下であれば、ＣＧＨＡＺと溶接金属のみが変形抵抗が低いために、外部からの圧縮加工によるひずみを集中させ、ＣＧＨＡＺを軟化させることができることがわかった。また、ＦＧＨＡＺがγ域のときに圧縮してもＦＧＨＡＺは軟化せず、継手強度の劣化がおきないこともわかった。
【００１７】
ＣＧＨＡＺを軟化させることは、ＨＡＺ靭性の向上や低温割れおよびＳＳＣの抑制ができ、さらに圧縮加工により溶接部内部のブローホールの圧着も可能になると考えられる。
【００１８】
これらの期待される効果のうちＨＡＺ靭性の向上効果について実継手で確認するために、後述する第1の実施の形態の装置を用いて実験を行った。供試鋼管は上述したＮｂ、Ｍｏ添加厚鋼板の板幅端部をエッジミラーで開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスを経て開先部が付き合わさった管状に成形して、外面部を仮付溶接後、内面部をサブマージアーク溶接でシーム溶接したものを用いた。次にサブマージアーク溶接で外面溶接を行う際に、サブマージアーク溶接機の下流に第1の実施の形態の装置を設置し、後述するεＷ＝０．２、εＴ＝０．２を狙った圧縮を溶接部に加えた。本発明では、溶接部に圧縮加工を加えるときの温度管理が重要となるが、本実験では、あらかじめ溶接線中央から１０ｍｍの位置に熱電対をとりつけ溶接時の温度履歴を測定し、その結果をもとに移動線熱源モデルで溶接部近傍の温度履歴を予測することで圧縮温度と時間の関係を調査した。
【００１９】
図３に最高到達温度が９００℃の位置での推定圧縮温度とその後室温まで冷却した後の溶接継手のＨＡＺ最高硬さと外面ＦＬ（溶融線）シャルピー試験の結果を示す。なお、ここで最高到達温度９００℃の位置で管理したのは、それよりも高温では移動線熱源モデルと実際との計算誤差が大きくなるためである。図３より明らかなように最高到達温度が９００℃の位置の圧縮時加工温度がα/γ変態温度直下近傍でＨＡＺ最高硬さが最も低く、シャルピー吸収エネルギは最も高くなっている。これは、ＣＧＨＡＺにγ域で効果的にひずみを加えることができたためと考えられる。一方、それよりも高い温度域で圧縮すると母材やＦＧＨＡＺなどの低温ＨＡＺも変形抵抗が小さくなり、ＣＧＨＡＺに十分ひずみが集中できずに、またそれよりも低い温度域で圧縮するとＣＧＨＡＺも変態開始温度よりも温度が下がり本装置で加えた荷重では十分にひずまないだけでなく、変態後組織にひずみがかかるために、靭性の向上がみられず、場合によっては靭性の劣化やＨＡＺの硬化を招くことがわかった。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨は以下の通りである。
【００２０】
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上を含有し、更にＮｂ：０．００５％以上および／またはＭｏ：０．１０％以上を含有し、かつ式（１）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上である厚鋼板を圧延方向を長手方向として管状に冷間成形して、突合せ部をサブマージアーク溶接する溶接鋼管の製造方法であって、溶接部の溶接後放冷中に、溶接時の最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部をα／γ変態点以上９５０℃以下の温度域にて、且つ、母材部および最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部をα／γ変態点以下の温度域にて、溶接部に圧縮加工を施すことを特徴とする溶接鋼管の製造方法である。
【００２１】
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
ここで、各成分元素は、質量％を意味する。
【００２２】
第二の発明は、前記圧縮加工は、溶接部に対して鋼管円周方向に圧縮加工を施すことを特徴とする第一の発明に記載の溶接鋼管の製造方法である。
【００２３】
第三の発明は、前記圧縮加工は、更に溶接部に対して鋼管の外径側から内径側に向かう方向にも圧縮加工を施すことを特徴とする第二の発明に記載の溶接鋼管の製造方法である。
【００２４】
第四の発明は、前記圧縮加工は、サブマージアーク溶接機の溶接方向下流側に設置され、溶接部に熱間で圧縮加工を施す装置により行うことを特徴とする第一乃至第三の発明の何れかに記載の溶接鋼管の製造方法である。
【００２５】
第五の発明は、前記圧縮加工を施す装置は、溶接鋼管を左右両側から挟み込む１対の成型ロールと、溶接部を鋼管の外径側から内径側に向かう方向に押えるガイドロールとからなることを特徴とする第四の発明に記載の溶接鋼管の製造方法である。
【発明の効果】
【００２６】
本発明の製造方法によれば、ＨＡＺ靱性や耐低温割れ性、耐ＳＳＣ特性に優れた溶接鋼管の製造が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】圧縮温度と変形抵抗との関係を示す図である。
【図２】圧縮温度と硬さとの関係を示す図である。
【図３】圧縮温度とＨＡＺ最高硬さ、ＦＬシャルピー吸収エネルギーとの関係を示す図である。
【図４】第１の実施の形態に係るＵＯＥ鋼管製造設備の構成を示す図である。
【図５】第１の実施の形態におけるひずみを定義する図である。
【図６】第２の実施の形態に係るＵＯＥ鋼管製造設備の構成を示す図である。
【図７】第２の実施の形態におけるひずみを定義する図である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２９】
１．鋼管素材成分について
成分における％はすべて質量％とする。
【００３０】
Ｃ：０．０３％以上
本発明ではＣＧＨＡＺにひずみを集中させることが必要である。そのため、変態開始温度以下で変形抵抗が大幅に増加する鋼管素材を用いる必要がある。
Ｃが０．０３％以上では溶接中に生成したαが動的ひずみ時効により大きな変形抵抗をもつため、変態開始温度以下で大幅に変形抵抗が上昇する。０．０３％未満では、変形抵抗の上昇が十分でないため、Ｃ量は０．０３％以上とする。
【００３１】
Ｎｂ：０．００５％以上および／またはＭｏ：０．１０％以上
Ｎｂ、Ｍｏはともに未再結晶温度域を拡大する元素として知られている。Ｎｂが０．００５％以上および／またはＭｏが０．１０％添加されていれば、未再結晶域が９５０℃以上まで拡大されるため、それぞれＮｂ量は０．００５％以上、Ｍｏ量は０．１０％以上とする。
【００３２】
Ｃ、Ｎｂ、ＭｏおよびＣｅｑ以外の化学成分の範囲については特に規定しないが、本発明により得られるＵＯＥ鋼管をラインパイプ、ライザー管などの石油・天然ガス採掘用鋼管、プラント配管、海洋構造物などの構造管、建築用鋼管柱などに用いる場合に必要な強度、靱性、溶接性を得るためには、以下の成分範囲を満たしていることが望ましい。
【００３３】
Ｓｉは脱酸上、鋼に必然的に含まれる元素であるが、０．５％を超えて添加すると、溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響を与えるため、Ｓｉ量は０．５％以下とするのが良い。
【００３４】
Ｍｎは強度、靱性を同時に向上させることができる極めて重要な元素であるが、０．５％未満の添加ではその効果が十分でなく、２．８％を超えて添加すると、母材およびＨＡＺの靱性を劣化させ、また中心偏析部にＭｎＳが生成することで内部品質が劣化すること、更にＨＡＺ組織が下部ベイナイトとなり本発明の効果が最大限に生かされなくなるため、Ｍｎ量は０．５〜２．８％の範囲とするのが良い。
【００３５】
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．１０％を超えて添加すると、溶接性、ＨＡＺ靱性や清浄度を低下させるため、Ａｌ量は０．１０％以下とするのが良い。
【００３６】
Ｃｕは靱性をあまり劣化させずに強度を上げることのできる元素であるが、０．８％を超えて添加すると、スラブ表面に割れが発生し、圧延前にグラインダなどでの手入れが必要となるため、Ｃｕ量は０．８％以下とするのが良い。
【００３７】
Ｎｉは強度、靱性およびＨＡＺ靱性を向上させる元素であり、添加することが望ましいが、２％を超える添加によりＨＡＺ組織が下部ベイナイトになり本発明の効果が最大限に生かせなくなるため、Ｎｉ量は２％以下とするのが良い。
【００３８】
Ｃｒは母材強度を高めることのできる元素であるが、１．０％を超えて添加すると母材靱性、ＨＡＺ靱性を劣化させることになるため、Ｃｒ量は１．０％以下とするのが良い。
【００３９】
Ｖは析出強化により強度を向上させるが、０．１％を超えて添加すると母材靱性、ＨＡＺ靱性が劣化するため、Ｖ量は０．１％以下とするのが良い。
【００４０】
Ｔｉは鋼中に不可避的に含まれるＮと結合しＴｉＮを生成することで、母材、ＨＡＺの結晶粒を微細化すること、および固溶Ｎを低減することにより靱性を向上させることができるが、０．００５％未満の添加ではその効果が十分でなく、０．０４％を超えて添加すると固溶ＴｉやＴｉＣの生成によって靱性の劣化を招くため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０４％の範囲とするのが良い。
【００４１】
Ｂは高強度化に極めて有効であるが、０．００３％を超えて添加するとＨＡＺが著しく硬化し、靱性が劣化するため、Ｂ量は０．００３％以下とするのが良い。
【００４２】
ＣａはＭｎＳの形態を制御して靭性を改善するので添加してもよいが、０．００５％を超えて添加するとＣａＯＳクラスタが生成して靭性を劣化させるため、添加する場合は、Ｃａ量は０．００５％以下とするのが良い。
【００４３】
Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏの各元素は、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、Ｐは０．０５％、Ｓは０．００５％、Ｎは０．０１％、Ｏは０．００５％をそれぞれ超えると偏析の劣化や介在物の多量生成により、母材の延性、靱性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため、Ｐ量は０．０５％以下、Ｓ量は０．００５％以下、Ｎ量は０．０１％以下、Ｏ量は０．００５％以下とするのが良い。
【００４４】
炭素当量（Ｃｅｑ）：０．３４０以上
ＣｅｑはＨＡＺの焼入れ性を示す指標であり、０．３４０未満とすると、ＣＧＨＡＺも焼入性の低いフェライト＋パーライト組織となり、圧縮加工による軟化がおこらずＨＡＺ靭性の改善効果がなくなるため、下限を０．３４０とした。また、Ｃｅｑが０．５５を超えるとＣＧＨＡＺが靱性のよい下部ベイナイトとなり、この成分領域では圧縮加工を加えることでＣＧＨＡＺ軟化は期待できるがＣＧＨＡＺの靱性はむしろ劣化するため、より好ましくは上限を０．５５とする。
【００４５】
２．圧縮加工温度について
溶接時の最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部：α／γ変態点以上９５０℃以下
ＣＧＨＡＺを軟化させるためには、ＣＧＨＡＺがγ域でなおかつ未再結晶域で圧縮加工を加える必要がある。圧縮加工温度がα/γ変態点未満ではＣＧＨＡＺにひずみが集中できず、９５０℃以上では圧縮加工による組織微細化が十分でなくともにＣＧＨＡＺの軟化効果が小さくなるため、α/γ変態点以上９５０℃以下で圧縮加工を加えることとする。
【００４６】
溶接時の最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部、および母材部：α／γ変態点以下
ＣＧＨＡＺに歪を集中させるためには、最高到達温度がそれよりも低い部分はできるだけ変形抵抗が大きい方がよい。そのためには、最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部、および母材部がα/γ変態点以下である必要がある。
【００４７】
なお、これらの温度の管理方法としては、実際の圧縮加工時もしくはそれと同じ条件で溶接した鋼管に対して、熱電対を用いて直接所望とする最高到達温度の箇所の温度履歴を測定するか、任意の箇所の温度履歴を熱電対で測定した後、その位置の溶融線からの距離から移動線熱源モデル等の熱伝導計算によって所望とする最高到達温度の箇所の温度履歴を推定して用いることが望ましい。また、熱伝導計算によって温度履歴を推定する場合は、最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部の温度履歴を計算する場合に誤差が大きくなるため、有限要素法などにより溶融線の形状などを考慮して温度履歴を求めることがより好ましい。一方で、より簡便な管理方法として、最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部のα/γ変態点以下で、なおかつ最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部のα/γ変態点以上となる温度範囲で、最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部を圧縮してもよい（この条件範囲であれば、本発明の請求範囲に収まることを確認している）。
【００４８】
３．圧縮加工を加える方向
圧縮加工を加える方向は、円周方向もしくは円周方向に加えて外面から鋼管半径方向に加えることとする。鋼管断面にかける負荷を考えた場合、これ以外の負荷方法では溶接部に対して引張や剪断方向のひずみが主となり割れ発生の原因となるからである。また、剪断ひずみを小さくするために、外面から鋼管半径方向に加える力は円周方向の力に比べて小さいことが好ましい。
【００４９】
４．圧縮加工を加える装置
圧縮加工を加える装置は上述した方向に十分な力をかけることができることが必要であり、以下に述べる第１または第２の実施の形態とするのが良い。
【００５０】
（第１の実施の形態）
図４に、第１の実施の形態に係るＵＯＥ鋼管の製造設備の構成を示す。エッジミラー、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスを経て鋼板を突合端部開口状の鋼管形状に成形した。突合端部開口状の鋼管（以下、単に鋼管と呼ぶ）１は、図４に示すように、複数の搬送ロール４により形成される搬送路上を搬送され、その搬送路の途中には溶接機３が配設され、その溶接機３の搬送方向下流側直近には溶接部加工装置２が配設されている。なお、鋼管１ は、突合端部を上方に向けて搬送される。溶接機３は、鋼管１の突合端部に対してサブマージアーク溶接を行うものである。
【００５１】
溶接部加工装置２は、鋼管１を挟んで左右両側に配設される１対の成型ロール２２、２２を備え、溶接機３よりも搬送方向下流側に配設され、溶接機３によって形成した溶接部１ａに対し熱間で圧縮加工を施すものである。前記成型ロール２２は、上下方向にその回転軸が向くように配設されるとともに、鋼管１の外周面に上下に離れた２箇所（第１の接触箇所、第２の接触箇所）で当接するように楕円の円弧形状とされた鼓状のロールであり、搬送される鋼管１の幅よりも若干狭い間隔をもって１対が配設される。なお１対の成型ロール２２、２２のそれぞれにバックアップロール２３が設けられている。
【００５２】
上記のような第１の実施の形態に係るＵＯＥ鋼管の製造設備の動作、作用及び効果について説明する。鋼管１の突合端部が溶接機３に搬送されてきて、サブマージアーク溶接された溶接部１ａがさらに搬送され、溶接部加工装置２に至ると、狭い成型ロール２２、２２間を通り抜ける際に鋼管１は左右両側から挟みこまれて鋼管円周方向に圧縮される方向に力を受ける。この力は、図４（ｂ）に示すように、溶接部１ａから遠い側の第１の接触箇所２箇所で鋼管１の左右両側から鋼管１の略中心に向かって水平方向に働く第１の力と、溶接部１ａに近い側の第２の接触箇所２箇所で鋼管１の外径側から内径側に向かって斜め下方に働く第２の力と、に分けて考えることができる。
【００５３】
このうち、第１の力により、溶接部１ａは鋼管円周方向に圧縮される方向に力を受ける。この力はまた、鋼管１を上下方向に膨らませようとする力としても作用する。また、第２の力は、溶接部１ａに対し鋼管円周方向に作用する水平成分と下方に作用する鉛直成分に分けて考えることができる。このうち鉛直成分は、上記第１の力による鋼管１の上下方向への膨らみを抑制しようとする力として作用する。この作用により、図４（ｃ）に示すように鋼管１が変形しようとする作用が抑制される。
【００５４】
この成型ロール２２、２２による圧縮加工前後の溶接部１ａの断面を図５（ｂ）に示す。実線は成型ロール２２、２２通過前（圧縮加工前）の溶接部１ａを、破線は成型ロール２２、２２通過後（圧縮加工後）の溶接部１ａの溶接金属部を示す。これらの図に示すように、圧縮加工により溶接部１ａには鋼管円周方向に塑性変形が生じている。なお、上記実施形態においては鼓状の成型ロール２２を用いたが、成型ロール２２の形状は特に限定されない。例えば、上記鋼管１と接触する２箇所にそれぞれ別の成型ロールを配置してもよい。また、鋼管１との接触箇所は２箇所（左右合わせれば４箇所）に限定されず、１箇所（同２箇所）又は３箇所（同６箇所）以上であってもよい。
【００５５】
（第２の実施の形態）
図６に、第２の実施の形態に係るＵＯＥ鋼管の製造設備の構成を示す。第２の実施の形態は、第１の実施の形態と略同様の構成であるが、溶接部加工装置２の構成が異なっている。以下、この異なる点を中心に説明する。溶接部加工装置２は、第１の実施の形態のものと若干形状の異なる１対の成型ロール２２、２２と、ガイドロール２１とを備え、第１の実施の形態と同様、溶接部１ａに対して圧縮加工を施すものである。成型ロール２２は、第１の実施の形態と同様に全体が鼓状であるが、鋼管１と１箇所で接触するような形状にしてある。ガイドロール２１は、搬送方向に沿う方向に回転する円板状のロールであり、１対の成型ロール２２、２２の間でかつ鋼管１の突合端部外周面を鋼管１の外径側から内径側に向かう方向に押さえるように配設される。
【００５６】
上記のような第２の実施の形態に係るＵＯＥ鋼管の製造設備の動作、作用及び効果について説明する。鋼管１の突合端部が溶接機３に搬送されてきて、サブマージアーク溶接された溶接部１ａがさらに搬送され、溶接部加工装置２に至ると、溶接部１ａは成型ロール２２、２２によって左右両側から挟みこまれて鋼管円周方向に圧縮される方向に力を受けるとともに、ガイドロール２１からも鋼管１の外径側から内径側に向かって圧縮される方向に力を受ける。このとき、成型ロール２２、２２から受ける力は、鋼管１の左右両側から鋼管１の略中心に向かって水平方向に働く力による。この力により、溶接部１ａは鋼管円周方向に圧縮される方向に力を受ける。この力はまた、鋼管１を上下方向に膨らませる力としても作用する。
【００５７】
ガイドロール２１により突合端部外周面を鋼管１の外径側から内径側に向かう方向に押さえる力は、鉛直下方に働くものであり、上記成型ロール２２、２２から付与される力により鋼管１が上下方向に膨らもうとするのを抑制するように作用する。この作用により、図４（ｃ）に示すように鋼管１が変形しようとする作用が抑制される。また、このガイドロール２１から付与される鉛直下方に働く力に加えて溶接部１ａは鋼管円周方向に圧縮される方向に力を受けるため、第２の実施の形態では、溶接部１ａは成型ロール２２、２２により鋼管円周方向、そして、ガイドロール２１により鋼管１の外径側から内径側に向かう方向（鋼管径方向）に、それぞれ圧縮され、溶接部１ａには鋼管円周方向並びに鋼管径方向の塑性変形が起こる。なお、上記第２の実施の形態では、第１の実施の形態とは別な形状の成型ロール２２、２２を用いているが、第１の実施の形態と同じ形状の成型ロール２２、２２を用い、ガイドロール２１に加えて鋼管１の外径側から内径側に向かう方向に力を付与するようにしてもよい。
【実施例１】
【００５８】
本発明の効果を確認するために溶接鋼管を作製し、ＨＡＺ最高硬さおよびＦＬシャルピー吸収エネルギを評価した。
【００５９】
供試鋼管1は、表1に示す化学成分を有する鋼種（Ａ〜Ｄ）を種々の板厚に圧延し、その板幅端部にエッジミラーで開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスを経て開先部が付き合わさった管状に成形したものの外面部を仮付溶接後、内面部をサブマージアーク溶接でシーム溶接し、次にサブマージアーク溶接で外面溶接を行う際に、サブマージアーク溶接の下流に設置した上記第１の実施の形態又は第２の実施の形態の設備を用いて圧縮加工を施し、最後に拡管することで製造した。表１に供試鋼管の化学成分を、表２に供試鋼管の製造条件および溶接部特性を示す。
【００６０】
【表１】
【００６１】
【表２】
【００６２】
圧縮温度は、あらかじめ溶接線中央から１０ｍｍの位置に熱電対をとりつけ溶接時の温度履歴を測定し、その結果をもとに移動線熱源モデルで溶接部近傍の温度履歴を予測し、最高到達温度が９００℃の位置の温度と時間の関係を調査し、同位置が所望の圧縮温度になるように時間管理で圧縮を加えた。
【００６３】
なお、本発明では、最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部のα/γ変態点以下で、なおかつ最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部のα/γ変態点以上となる温度範囲で、最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部を圧縮しても、所望の温度範囲で圧縮できたものとした。
【００６４】
また、種々の荷重の圧縮加工を施し、溶接部１ａに生じる塑性変形の程度の異なる鋼管１を種々製造し、両試験を行った。そのとき鋼管に付与されたマクロひずみ（εＷ、εＴ、ε）を表２に併記する。表２中のεＷ、εＴ、εは下記の式（１）〜式（３）によって求められる値である。
【００６５】
εＷ＝（Ｗ0−Ｗ1）／Ｗ0 ・・・式（１）
εＴ＝（Ｔ1−Ｔ0）／Ｔ0 ・・・式（２）
ε＝εＷ／εＴ ・・・式（３）
なお、図５に示すように、Ｗ0は溶接直後の溶接部１ａの幅、Ｗ1は成型ロール通過後の溶接部１ａの幅、Ｔ0は溶接直後の溶接部１ａの厚さ、Ｔ1は成型ロール通過後の溶接部１ａの厚さである。なお、第２の実施の形態については図７に示す。
【００６６】
変態温度は、鋼種（Ａ〜Ｄ）毎にフォーマスタ試験片を採取し、ＦＧＨＡＺおよびＣＧＨＡＺを模擬するために最高到達温度を９００℃および１４００℃に変化させたＣＣＴ図を作成し、管厚から推定される冷却速度のときの変態点を採用した。
【００６７】
シャルピー衝撃試験は、外面溶接部で外表面下６ｍｍ位置が試験片中央になるように、またノッチが溶接部断面方向にＨＡＺと溶接金属が５０％ずつ入るように（すなわち試験片中央がＦＬとなるように）ノッチを入れた。試験は、−３０℃で各３本ずつ試験し、その平均吸収エネルギを求めた。
【００６８】
ＨＡＺの最高硬さは溶接部の断面マクロ組織観察用試験片を採取し、荷重１ｋｇｆで外面溶接外面下６ｍｍの位置のＦＬから母材方向へ０．４ｍｍピッチで４．８ｍｍ測定し、その最高値を求めた。
【００６９】
発明の効果は、圧縮加工を加えたものと加えていないものを比較し、両者の差がＦＬシャルピー吸収エネルギの場合は５０Ｊ以上、ＨＡＺ最高硬さの場合は１０以上の場合に効果があったものとして評価した。
【００７０】
表２に示す試験結果によると、鋼管Ｎｏ．１〜３は本発明の範囲内にあるため、圧縮加工によりＨＡＺ最高硬さの低下およびＦＬシャルピー靱性の向上効果が得られている。一方、その他の鋼管については、いずれかの条件が本発明範囲外であるため、圧縮加工による溶接部特性の改善効果が得られていない。鋼管Ｎｏ．４は、圧縮温度が低すぎるため変形抵抗が大きく十分なひずみが付与できず、加工硬化も伴うため、むしろ靱性の劣化およびＨＡＺ硬さの上昇を招いている。鋼管Ｎｏ．５は、圧縮温度が高すぎるため、ＣＧＨＡＺにひずみを集中できずに、改善効果が小さい。鋼管Ｎｏ．６は、厚鋼板成分でＮｂ、Ｍｏが所望の量の添加がされていないため、未再結晶域での圧縮が行われず、改善効果が小さい。鋼管Ｎｏ．７は、Ｃ量が少なすぎるため２相域の変形抵抗が十分でなく、最適な圧縮加工温度で圧縮しても十分な改善効果が得られていない。鋼管Ｎｏ．８は、Ｃｅｑが小さすぎるため、ＣＧＨＡＺ組織がフェライト+パーライト組織になり、十分な改善効果が得られていない。
【符号の説明】
【００７１】
１ 鋼管
１Ａ 母材
１Ｂ 溶接金属部
１Ｃ ＨＡＺ部
１ａ 溶接部
２ 溶接部加工装置
２１ ガイドロール
２２ 成型ロール
２３ バックアップロール
３ 溶接機
３１ フラックス供給管
３３ 溶接用ワイヤ
４ 搬送ロール
５ フラックス
８ 試験片
Ｐ 中点
Ｗ0 溶接直後の溶接部の幅
Ｗ1 成型ロール通過後の溶接部の幅
Ｔ0 溶接直後の溶接部の厚さ
Ｔ1 成型ロール通過後の溶接部の厚さ
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３％以上を含有し、更にＮｂ：０．００５％以上および／またはＭｏ：０．１０％以上を含有し、かつ式（１）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上である厚鋼板を圧延方向を長手方向として管状に冷間成形して、突合せ部をサブマージアーク溶接する溶接鋼管の製造方法であって、溶接部の溶接後放冷中に、溶接時の最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部をα／γ変態点以上９５０℃以下の温度域にて、且つ、母材部および最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部をα／γ変態点以下の温度域にて、溶接部に圧縮加工を施すことを特徴とする溶接鋼管の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
ここで、各成分元素は、質量％を意味する。
【請求項２】
前記圧縮加工は、溶接部に対して鋼管円周方向に圧縮加工を施すことを特徴とする請求項１に記載の溶接鋼管の製造方法。
【請求項３】
前記圧縮加工は、更に溶接部に対して鋼管の外径側から内径側に向かう方向にも圧縮加工を施すことを特徴とする請求項２に記載の溶接鋼管の製造方法。
【請求項４】
前記圧縮加工は、サブマージアーク溶接機の溶接方向下流側に設置され、溶接部に熱間で圧縮加工を施す装置により行うことを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の溶接鋼管の製造方法。
【請求項５】
前記圧縮加工を施す装置は、溶接鋼管を左右両側から挟み込む１対の成型ロールと、溶接部を鋼管の外径側から内径側に向かう方向に押えるガイドロールとからなることを特徴とする請求項４記載の溶接鋼管の製造方法。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３％以上を含有し、更にＮｂ：０．００５％以上および／またはＭｏ：０．１０％以上を含有し、かつ式（１）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３４０以上である厚鋼板を圧延方向を長手方向として管状に冷間成形して、突合せ部をサブマージアーク溶接する溶接鋼管の製造方法であって、溶接部の溶接後放冷中に、溶接時の最高到達温度が１２００℃以上のＨＡＺ部をα／γ変態点以上９５０℃以下の温度域にて、且つ、母材部および最高到達温度が９００℃以下のＨＡＺ部をα／γ変態点以下の温度域にて、溶接部に圧縮加工を施すことを特徴とする溶接鋼管の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
ここで、各成分元素は、質量％を意味する。
【請求項２】
前記圧縮加工は、溶接部に対して鋼管円周方向に圧縮加工を施すことを特徴とする請求項１に記載の溶接鋼管の製造方法。
【請求項３】
前記圧縮加工は、更に溶接部に対して鋼管の外径側から内径側に向かう方向にも圧縮加工を施すことを特徴とする請求項２に記載の溶接鋼管の製造方法。
【請求項４】
前記圧縮加工は、サブマージアーク溶接機の溶接方向下流側に設置され、溶接部に熱間で圧縮加工を施す装置により行うことを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の溶接鋼管の製造方法。
【請求項５】
前記圧縮加工を施す装置は、溶接鋼管を左右両側から挟み込む１対の成型ロールと、溶接部を鋼管の外径側から内径側に向かう方向に押えるガイドロールとからなることを特徴とする請求項４記載の溶接鋼管の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【公開番号】特開２０１２−４５６０７（Ｐ２０１２−４５６０７Ａ）
【公開日】平成２４年３月８日（２０１２．３．８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−１９２００５（Ｐ２０１０−１９２００５）
【出願日】平成２２年８月３０日（２０１０．８．３０）
【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２４年３月８日（２０１２．３．８）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年８月３０日（２０１０．８．３０）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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