高強度溶接鋼管の製造方法
【課題】縦シーム溶接部の継手引張強度が９５０MPa以上の溶接鋼管の製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：１．７〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％、Ｃｕ：≦０．８％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：≦０．８％、Ｍｏ：≦０．８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：≦０．００３％、Ｃａ：≦０．０１％、ＲＥＭ：≦０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、更にＮｂ：０．０１〜０．０８％、Ｖ：≦０．１０％、かつ０．０６％≦Ｎｂ／２＋Ｖ≦０．１４％を満足する鋼を１０００〜１２００℃に再加熱後、９５０℃以下で累積圧下量≧６７％の熱間圧延を行い、圧延終了後７００℃以上の温度域から１０〜３０℃/sで冷却を開始し、５５０℃〜６５０℃の温度域で冷却停止後空冷し、管状に成形した後、縦シーム突合せ部をサブマージアーク溶接し更に拡管する。
【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：１．７〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％、Ｃｕ：≦０．８％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：≦０．８％、Ｍｏ：≦０．８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：≦０．００３％、Ｃａ：≦０．０１％、ＲＥＭ：≦０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、更にＮｂ：０．０１〜０．０８％、Ｖ：≦０．１０％、かつ０．０６％≦Ｎｂ／２＋Ｖ≦０．１４％を満足する鋼を１０００〜１２００℃に再加熱後、９５０℃以下で累積圧下量≧６７％の熱間圧延を行い、圧延終了後７００℃以上の温度域から１０〜３０℃/sで冷却を開始し、５５０℃〜６５０℃の温度域で冷却停止後空冷し、管状に成形した後、縦シーム突合せ部をサブマージアーク溶接し更に拡管する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，引張強度９００MPaを超える高強度溶接鋼管の製造方法に関し、特に、縦シーム溶接部の継手引張強度が９５０MPa以上の高強度溶接鋼管の製造方法に好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
近年，天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは，高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工能率の向上のため、年々高強度化されている。
【０００３】
これまでに、API規格でX１００グレードのラインパイプが実用化されているが、さらに、引張強度９００MPaを超えるX１２０グレードに対する要望が具体化されつつある。
【０００４】
このような高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその素材となる高強度厚鋼板の製造方法に関し、例えば特許文献１においては、高価な合金元素添加量を削減しつつ、高強度・高靱性を得るための加速冷却および焼戻し条件に関する技術が開示されている。
【０００５】
また、特許文献２には、母材については特許文献１と同様に合金元素添加量を削減し、縦シーム溶接部の溶接金属では高強度・高靱性が得られる成分設計技術が開示されている。
【特許文献１】特開２００２―１７３７１０号公報
【特許文献２】特開２０００―３５５７２９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、母材成分における合金元素量を低く抑え、加速冷却等の手段によって高強度化を進めると、縦シーム溶接部、特に溶接熱影響部（Heat Affected Zone，以降HAZと略す）の強度は溶接条件による冷却速度に依存するため、母材強度と乖離するようになる。
【０００７】
この結果、母材部が高強度化されても、例えば水圧試験のような実管試験を行った場合には強度の低いHAZ部で破壊が生じてしまうこととなり、実用に際し安全性に問題が残ることとなる。縦シーム溶接部の溶接金属の高強度化は上述したHAZ軟化部が起因の継手強度不足を補う働きをするが十分とは言い難い。
【０００８】
本発明は、API規格でX１００グレード以下のラインパイプ製造に用いていた縦シーム溶接方法を大きく変えることなく、縦シーム溶接部の継手強度が母材の強度以上となる引張強度９５０MPaを超える、ＡＰＩ規格Ｘ１２０グレードの高強度溶接鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者等は溶接鋼管継手部の硬度分布について鋭意検討を行い、以下の知見を得、上記目標を達成するために１）〜４）の基本技術が有効なことを見出した。
【００１０】
図1に、母材のＰｃｍ＝０．１９である管厚１４ｍｍの鋼を内外面1層サブマージアーク溶接（内面側１層溶接後、外面側を１層溶接）を行った溶接鋼管の外面側の表層下約1mm位置におけるビッカース硬さの分布を示す。
【００１１】
HAZにおいて、硬さの低下が認められ、最軟化となる位置は、母材部との境界に近い領域である。最軟化部のミクロ組織観察の結果、外面溶接によってオーステナイト化温度（Ａｃ３点）直上に加熱された領域が最も軟化している。
【００１２】
最軟化部の硬さを上昇させる成分設計を行うことにより、溶接時の加熱温度がより高い領域のＨＡＺ硬さも上昇し、継手軟化が大幅に軽減される。
【００１３】
また、溶接鋼管におけるＨＡＺ最軟化部の硬さを母材部の約９割以上とするとＨＡＺ軟化による継手強度の低下が生じないことも見いだした。
【００１４】
１）目標とする継手強度≧950ＭＰａに必要なＨＡＺ強度を確保し、且つ溶接性や靱性等への悪影響を防止する、Ｐｃｍ値を用いた母材成分設計と個々の合金元素添加量規制。
【００１５】
２）初層溶接の熱影響に加え、さらに２層目の溶接の熱影響による焼戻し軟化を防ぐためのＮｂ、Ｖ添加。
【００１６】
３）上記母材成分制約下において高強度・高靱性を得るための制御圧延・加速冷却条件の選定。
【００１７】
４）更に母材と溶接部の強度マッチングを適正なものにするため、溶接金属への高Mn-Cu-Ni-Cr-Mo添加による溶接金属強度の向上。
本発明は以上の知見をもと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．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．７〜３．０％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｐ≦０．０１０％
Ｓ≦０．００２％
Ｃｕ：≦０．８％
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｃｒ：≦０．８％
Ｍｏ：≦０．８％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｂ：≦０．００３％
Ｃａ：≦０．０１％
ＲＥＭ：≦０．０２％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｖ：０．０２〜０．１０％
を含有し、かつＮｂとＶが
０．０６％≦Ｎｂ／２＋Ｖ≦０．１４％なる関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
下記式（１）で計算されるＰｃｍ値が０．２１≦Ｐｃｍ≦０．３０を満足する鋼を１０００〜１２００℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧６７％となるよう熱間圧延を行い、圧延終了後７００℃以上の温度域から冷却速度１０〜３０℃/sで加速冷却を開始し、５５０℃〜６５０℃の温度域で冷却停止後空冷し、管状に成形した後、その縦シームのサブマージアーク溶接金属の化学組成が，
質量％で
Ｃ：０．０５〜０．０９％
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｍｎ：２．０〜３．０％
Ｐ：≦０．０２０％
Ｓ：≦０．０１０％
Ａｌ：≦０．０１５％
Ｃｕ：≦０．５％
Ｎｉ：≦２．０％
Ｃｒ：≦１．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｖ：≦０．１％
Ｔｉ：０．００３〜０．０３％
Ｂ：≦０．００１０％
Ｏ：≦０．０３％
Ｎ：≦０．００８％
残部Ｆｅおよび不可避的不純物となるようにサブマージアーク溶接し、さらに拡管をおこなうことを特徴とする溶接部強度に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5*B (1)
２．縦シーム突合せ溶接を仮付溶接後に、内外面1層ずつサブマージアーク溶接することを特徴とする請求項１記載の溶接部強度に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、水圧試験等をおこなってもシーム溶接部からの破壊が生じない安全性に優れた、引張強度９００MPaを超え、縦シーム溶接部の継手引張強度が９５０MPa以上で、天然ガスや原油の輸送用として使用可能な高強度ラインパイプが得られ産業上極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
本発明における鋼板の成分限定理由を説明する．
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは低温変態組織においては過飽和固溶することで強度上昇に寄与し，また後述するようにＮｂ, Ｖの炭化物を形成することでHAZの軟化抵抗をもたらす。
【００２０】
これらの効果を得るためには０．０３%以上の添加が必要であるが、０．１２％を超えて添加すると鋼管の円周溶接部の硬度上昇が著しく、低温割れが発生しやすくなるため，上限を０．１２％とする。
【００２１】
Ｓｉ：≦０．５％
Ｓｉは変態組織によらず固溶強化するため、母材、HAZの強度上昇に有効である。しかし、０．５％を超えて添加すると靱性が著しく低下するため上限を０．５％とする。
【００２２】
Ｍｎ：１．７〜３．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。特にHAZにおいて高強度達成に必要な低温変態組織を得るために１．７％以上の添加が必要である。一方、連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく、３．０％を超える添加を行うと、中心偏析部での遅れ破壊の原因となるため、上限を３．０％とする。
【００２３】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０１％以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが、０．０８％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し、靱性劣化の原因となるため、上限を０．０８％とした。
【００２４】
Ｃｕ：≦０．８％、Ｃｒ：≦０．８％、Ｍｏ：≦０．８％
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも焼入性向上元素として作用する。これらはＭｎ添加の代替であり、Ｍｎと同じように低温変態組織を得て母材・HAZの高強度化に寄与するが高価な元素であり、且つそれぞれ０．８％以上添加しても高強度化の効果は飽和するため、上限を０．８％とした。
【００２５】
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉもまた、焼入性向上元素として作用するが添加しても靱性劣化を起こさないため、有用な元素である。この効果を得るために０．１％以上の添加が必要であるが高価な元素であるため、上限を１．０％とした。
【００２６】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか析出したTiNがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化抑制防止をすることで、母材、HAZの靱性向上に寄与する。
【００２７】
必要なピンニング効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であるが、０．０２５％を超えて添加すると炭化物を形成するようになり、その析出硬化で靱性が著しく劣化するため、上限を０．０２５％とする。
【００２８】
Ｂ：≦０．００３％
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで特にHAZの強度低下防止に寄与する。しかし，０．００３％を超えて添加してもその効果は飽和するため、上限を０．００３％とする。
【００２９】
Ｃａ：≦０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、添加することで靱性に有害なMnSの生成を抑制する。しかし、０．０１％を超えて添加するとCaO-CaSのクラスターを形成し、靱性を劣化させるようになるので上限を０．０１％とする。
【００３０】
ＲＥＭ：≦０．０２％
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、添加することで靱性に有害なMnSの生成を抑制する。しかし、高価な元素であり、且つ０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するため、上限を０．０２％とする。
【００３１】
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎは通常鋼中の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。必要とするピンニング効果を得るためには０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが、０．００６％を超える場合、溶接部、特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱されてTiNが分解するので固溶Nの悪影響が著しいため、上限を０．００６％とする。
【００３２】
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｖ：０．０２〜０．１０％
Ｎｂ、Ｖは炭化物を形成して2回以上の溶接熱サイクルを受けるHAZの焼戻し軟化防止に有効で、必要なHAZ強度を得るために添加する。
【００３３】
また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もあり、特に950℃まで未再結晶領域とするためには０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．０８％を超えて添加するとHAZの靱性を著しく損ねることから上限を０．０８％とする。
【００３４】
Ｖは０．０２％以上添加することで，ＨＡＺ中で炭化物を形成し，その析出硬化によって軟化を防ぐ働きをする．ただし，０．１０％を超えて添加すると，HAZの靱性を著しく損ねることから上限を０．１０％とする。
【００３５】
０．０６％≦Ｎｂ／２＋Ｖ≦０．１４％
本パラメータは焼戻し軟化を防止するためのもので、溶接管の縦シーム溶接における焼戻し軟化を抑制するため、０．０６％以上とする。一方、０．１４％を超えた添加を行ってもそれ以上硬さの上昇が認められなかったため、上限を０．１４％とする。
【００３６】
前述の通り、Ｎｂ、Ｖは、複合添加するとその焼戻し軟化抵抗が著しく上昇する．特にＮｂはＶの約2倍の効果があり，係数を1/2として両者の和で整理する。
【００３７】
０．２１≦Ｐｃｍ≦０．３０
Ｐｃｍ（=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5*B）は溶接割れ感受性組成であるが、本発明では継手強度≧９５０ＭＰａを達成するため下限値を０．２１とする。
【００３８】
図２に、種々の実験鋼塊に最軟化ＨＡＺ硬さを再現するため、最高加熱温度をＡｃ３点直上とした再現熱サイクルを付与し、ビッカース硬さを求め、Ｐｃｍ値で整理した結果を示す。
【００３９】
最軟化ＨＡＺ硬さは鋼のＰｃｍ値と相関し、継手引張強度９５０ＭＰａを確保するビッカース硬さ２７０以上（９５０ＭＰａのビッカース硬さ換算値３００の９割）とするため、Ｐｃｍの下限値を０．２１とする。
【００４０】
一方、鋼のＰｃｍ値の増大は鋼管の円周溶接時に問題となる低温割れを助長させる．円周溶接を模擬したy形溶接割れ試験結果より、１００℃予熱での低温割れ阻止に必要なPcmの上限は０．３０であり、円周溶接部の低温割れを阻止するため、Ｐｃｍの上限は０．３０とした。
【００４１】
Ｐ：≦０．０１０％、Ｓ：≦０．００２％
Ｐ、Ｓはいずれも鋼中に不可避的不純物として存在する．特に中心偏析部での偏析が著しい元素であり、母材の偏析部起因の靱性低下を抑制するためにそれぞれ上限を０．０１０％、０．００２％とする。
【００４２】
次に，鋼板の製造方法の限定理由について説明する．
加熱温度：１０００〜１２００℃
熱間圧延開始時に、スラブを完全にオーステナイト化するため、下限温度を１０００℃とする。一方、１２００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると、TiNピンニングによってもオーステナイト粒成長が著しく、母材靱性が劣化するため上限温度を１２００℃とする。
【００４３】
９５０℃以下での累積圧下量≧６７％
熱間圧延では、オーステナイト粒を伸展させ、特に板厚方向で細粒とするためオーステナイト未再結晶域である９５０℃以下において累積で大圧下を行う。累積圧下量を６７％以上とすることでベイナイトの微細化が著しく靱性が飛躍的に向上する。
【００４４】
加速冷却の冷却開始温度≧７００℃
熱間圧延後，加速冷却を開始する温度が低いと、その空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成する。初析フェライトは母材強度低下の原因となるため、加速冷却の冷却開始温度≧７００℃として生成を抑制する。
【００４５】
加速冷却の冷却速度：１０〜３０℃/s
熱間圧延後の加速冷却は鋼板のミクロ組織をベイナイト主体の組織とし、目標とする引張強度≧９００ＭＰａを達成するために行う。
【００４６】
加速冷却の冷却速度が１０℃/s未満では，比較的高温でベイナイト変態がおこり，引張強度≧９００ＭＰａが得られないため、冷却速度の下限を１０℃/sとする。
【００４７】
一方、３０℃/sを超える冷却速度は所望の温度で冷却停止を安定して実施することができず、また鋼板表面近傍ではマルテンサイト変態が生じ鋼板強度は上昇するものの靱性劣化、特にシャルピー吸収エネルギー低下が著しいため、冷却速度の上限は３０℃/sとする。
【００４８】
加速冷却の冷却停止温度：５５０〜６５０℃
鋼板の強度と靱性のバランスを保つため，本発明ではベイナイト主体の組織とし，マルテンサイト組織の分率は１０％と以下とすることが望ましい。
【００４９】
加速冷却でマルテンサイト変態を抑制するため，冷却停止温度を５５０℃以上とする。一方，冷却停止温度が６５０℃を超えるとベイナイト変態開始温度より高い温度で加速冷却が終わるため，未変態のオーステナイトが一部フェライト変態を起こし，母材強度が低下することから，冷却停止温度の上限を６５０℃とする。
【００５０】
なお、鋼の製鋼方法については特に限定しないが、経済性の観点から転炉法による製鋼プロセスと連続鋳造プロセスにより鋼片の鋳造を行うことが望ましい．
上記方法で製造された鋼板の鋼管への成形方法は特に限定しない。従来から用いられているＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形いずれも使用可能である．
次に，溶接金属の成分限定理由を説明する。
【００５１】
Ｃ：０．０５〜０．０９％
溶接金属においてもＣは鋼の強化元素として重要な元素である。特に、継手部のオーバーマッチングを達成するため、溶接金属部において引張強度≧９５０ＭＰａとする必要で、０．０５％以上とする。
【００５２】
一方、０．０９％を超えると溶接金属の高温割れが発生しやすくなるため、上限を０．０９％とする。
【００５３】
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｓｉは溶接金属の脱酸ならびに良好な作業性を確保するために必要で、０．１％未満では十分な脱酸効果が得られず、一方、０．４％を超えると溶接作業性の劣化を引き起こすため、上限を０．４％とする。
【００５４】
Ｍｎ：２．０〜３．０％
Ｍｎは溶接金属の高強度化に重要な元素である。特に、引張強度≧９５０ＭＰａといった超高強度は，従来のアシキュラフェライト組織では達成できず、多量のＭｎを含有させベイナイト組織とすることで可能となる。
【００５５】
この効果を得るためには２．０％以上含有させる必要があるが、３．０％を超えると溶接性が劣化するため、上限を３．０％とする。
【００５６】
Ｐ：≦０．０２０％、Ｓ：≦０．０１０％
Ｐ、Ｓは溶接金属中では粒界に偏析しその靱性を劣化させるため、上限をそれぞれ０．０２０％、０．０１０％とする。
【００５７】
Ａｌ：≦０．０１５％
Ａｌは脱酸元素として作用するが、溶接金属においてはＴｉによる脱酸が靱性改善効果が大きい。また、Ａｌ酸化物系の介在物が多くなると溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが低下するため積極的には添加せず、その上限を０．０１５％とする。
【００５８】
Ｃｕ：≦０．５％、Ｎｉ：≦２．０％、Ｃｒ：≦１．０％、Ｍｏ：≦１．０％
母材と同様にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは溶接金属においても焼入性を向上させるので、ベイナイト組織とするために含有させる。
【００５９】
但し、溶接ワイヤへの添加量が多くなるとワイヤ強度が著しく上昇し、サブマージアーク溶接時のワイヤ送給性に障害が生じるため、含有量の上限をＣｕは０．５％、Ｎｉは２．０％、Ｃｒは１．０％、Ｍｏは１．０％とする。
【００６０】
Ｖ：≦０．１％
適量のＶ添加は靱性・溶接性を劣化させずに強度を高めることから有効な元素である。０．１％を超えると溶接金属の再熱部の靱性が著しく劣化するため、上限を０．１％とする。
【００６１】
Ｔｉ：０．００３〜０．０３％
Ｔｉは溶接金属中では脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素の低減に有効である。この効果を得るためには０．００３％以上の含有が必要であるが、０．０３％を超えた場合、余剰となったＴｉが炭化物を形成し溶接金属の靱性を劣化させるため、上限を０．０３％とする。
【００６２】
Ｂ：≦０．００１０％
Ｂは溶接金属をベイナイト組織とするため含有する。但し、溶接金属中のＢ量が０．００１０％を超えると靱性の低いマルテンサイト組織が生成するため，上限を０．００１０％とする。
【００６３】
Ｏ：≦０．０３％
溶接金属中の酸素量を低減すると靱性が改善する。特に０．０３％以下とすることで著しく改善されるため、上限を０．０３％とする。
【００６４】
Ｎ：≦０．００８％
溶接金属中の固溶Ｎ量を低減すると靱性が改善する。特に０．００８％以下とすることで著しく改善されるため、上限を０．００８％とする。
【００６５】
本発明は特に仮付溶接後、内面と外面を1層ずつサブマージアーク溶接する比較的入熱の高い溶接法において特に有効である。
本発明ではサブマージアーク溶接に用いられるフラックスは特に制限はなく溶融型であっても焼成型であってもかまわない。また、溶接部の低温割れ防止の目的で、溶接前に予熱あるいは溶接後熱処理を行っても本願の効果は損なわれない。
【実施例】
【００６６】
表１に示す化学組成の鋼を用い、表２に示す熱間圧延・加速冷却条件で鋼板A〜Ｋを作製した．
【００６７】
【表１】
【００６８】
【表２】
【００６９】
得られた鋼板について、API-5Lに準拠した全厚引張試験片と板厚中央位置からJIS Z2202（1980改訂版）のVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、強度と靱性を評価した。
【００７０】
また、種々の成分組成の溶接ワイヤを用いて鋼板の突合せ溶接を行い、溶接継手を作成した。各継手について溶接金属部より分析試料を採取し、化学分析を行った。表３に溶接方法と溶接金属の分析結果を併せて示す。
【００７１】
【表３】
【００７２】
溶接部の強度は、API-5Lに準拠した継手引張試験片（余盛付）を用いて試験し、靭性はJIS Z2202（1980改訂版）のVノッチシャルピー衝撃試験片でノッチ位置を溶接金属、HAZとし、試験温度ー３０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験片の採取位置は板厚中央とした。
【００７３】
各鋼板について、JIS Z 3158（1993改訂版）に従いy形溶接割れ試験を実施した。試験環境は気温30℃で湿度80%とし、1時間放置した。試験ビードは100kgf級高張力鋼用の手溶接棒を用い、予熱温度100℃とした試験体に溶接した。溶接割れ感受性は試験ビードと直交する断面の観察結果で得られた断面割れ率で評価した。
【００７４】
母材の強度・靱性調査結果、溶接継手部の強度・靱性調査結果、および溶接割れ感受性の評価結果をまとめて表４に示す。
【００７５】
【表４】
【００７６】
本発明の鋼板化学組成、圧延条件および溶接金属組成範囲内のNo.1-1〜8は、900MPaを超える母材強度、950MPaを超える継手引張強度を満足し、且つ-30℃でのシャルピー衝撃試験において母材部では150J以上、溶接金属およびHAZでも100Jを超えるシャルピー吸収エネルギー値が得られ、優れた靱性を示した。
【００７７】
y形溶接割れ試験においても割れは観察されず溶接性においても優れていることが確認された。
【００７８】
一方、溶接金属におけるMn添加量が本発明の下限を下回った比較例No.1-2は溶接金属部でアンダーマッチングとなった結果、母材強度に満たない継手強度となった。
【００７９】
また、溶接金属におけるB添加量が本発明の上限を上回った比較例No.5-2は母材強度、継手強度とも高い値を示したが、溶接金属のシャルピー吸収エネルギー値が本発明例と比較すると劣る。
【００８０】
熱間圧延時において950℃以下での累積圧下量が本発明の下限を下回った比較例No.9では、母材のシャルピー吸収エネルギー値が劣る。
【００８１】
加速冷却の開始温度が本発明の下限を下回った比較例No.10では鋼板ミクロ組織がフェライト主体で、母材強度が900MPaを下回った。加速冷却の停止温度が本発明の下限を下回った比較例No.11では鋼板のミクロ組織がマルテンサイト主体で母材のシャルピー吸収エネルギー値が本発明例と比較すると劣る。
【００８２】
鋼板のPcm値が本発明の下限を下回った比較例No.12は、HAZ軟化が著しく、継手強度が母材強度を下回った。Nb,V添加量がNb/2+Vの下限を下回った比較例No.13は、HAZ軟化が生じ、継手強度が母材強度を下回った。
【００８３】
一方、鋼板のSi添加量が本発明の上限を上回った比較例No.14は、HAZのシャルピー吸収エネルギー値が本発明例と比較すると劣る。
【００８４】
また、鋼板のMn添加量が本発明の上限を上回った比較例No.15では、高い母材強度、継手強度を示したものの、HAZが過剰に硬化し、シャルピー吸収エネルギー値の低下、y形溶接割れ試験での断面割れ率が30%と溶接性が著しく本発明例と比較して劣る。
【図面の簡単な説明】
【００８５】
【図１】内外面1層サブマージアーク溶接を行った溶接鋼管の外面側硬度分布を示す図。
【図２】再現熱サイクル試験で得られた最軟化HAZ硬さとPcm値の相関を示す図。
【技術分野】
【０００１】
本発明は，引張強度９００MPaを超える高強度溶接鋼管の製造方法に関し、特に、縦シーム溶接部の継手引張強度が９５０MPa以上の高強度溶接鋼管の製造方法に好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
近年，天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは，高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工能率の向上のため、年々高強度化されている。
【０００３】
これまでに、API規格でX１００グレードのラインパイプが実用化されているが、さらに、引張強度９００MPaを超えるX１２０グレードに対する要望が具体化されつつある。
【０００４】
このような高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその素材となる高強度厚鋼板の製造方法に関し、例えば特許文献１においては、高価な合金元素添加量を削減しつつ、高強度・高靱性を得るための加速冷却および焼戻し条件に関する技術が開示されている。
【０００５】
また、特許文献２には、母材については特許文献１と同様に合金元素添加量を削減し、縦シーム溶接部の溶接金属では高強度・高靱性が得られる成分設計技術が開示されている。
【特許文献１】特開２００２―１７３７１０号公報
【特許文献２】特開２０００―３５５７２９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、母材成分における合金元素量を低く抑え、加速冷却等の手段によって高強度化を進めると、縦シーム溶接部、特に溶接熱影響部（Heat Affected Zone，以降HAZと略す）の強度は溶接条件による冷却速度に依存するため、母材強度と乖離するようになる。
【０００７】
この結果、母材部が高強度化されても、例えば水圧試験のような実管試験を行った場合には強度の低いHAZ部で破壊が生じてしまうこととなり、実用に際し安全性に問題が残ることとなる。縦シーム溶接部の溶接金属の高強度化は上述したHAZ軟化部が起因の継手強度不足を補う働きをするが十分とは言い難い。
【０００８】
本発明は、API規格でX１００グレード以下のラインパイプ製造に用いていた縦シーム溶接方法を大きく変えることなく、縦シーム溶接部の継手強度が母材の強度以上となる引張強度９５０MPaを超える、ＡＰＩ規格Ｘ１２０グレードの高強度溶接鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者等は溶接鋼管継手部の硬度分布について鋭意検討を行い、以下の知見を得、上記目標を達成するために１）〜４）の基本技術が有効なことを見出した。
【００１０】
図1に、母材のＰｃｍ＝０．１９である管厚１４ｍｍの鋼を内外面1層サブマージアーク溶接（内面側１層溶接後、外面側を１層溶接）を行った溶接鋼管の外面側の表層下約1mm位置におけるビッカース硬さの分布を示す。
【００１１】
HAZにおいて、硬さの低下が認められ、最軟化となる位置は、母材部との境界に近い領域である。最軟化部のミクロ組織観察の結果、外面溶接によってオーステナイト化温度（Ａｃ３点）直上に加熱された領域が最も軟化している。
【００１２】
最軟化部の硬さを上昇させる成分設計を行うことにより、溶接時の加熱温度がより高い領域のＨＡＺ硬さも上昇し、継手軟化が大幅に軽減される。
【００１３】
また、溶接鋼管におけるＨＡＺ最軟化部の硬さを母材部の約９割以上とするとＨＡＺ軟化による継手強度の低下が生じないことも見いだした。
【００１４】
１）目標とする継手強度≧950ＭＰａに必要なＨＡＺ強度を確保し、且つ溶接性や靱性等への悪影響を防止する、Ｐｃｍ値を用いた母材成分設計と個々の合金元素添加量規制。
【００１５】
２）初層溶接の熱影響に加え、さらに２層目の溶接の熱影響による焼戻し軟化を防ぐためのＮｂ、Ｖ添加。
【００１６】
３）上記母材成分制約下において高強度・高靱性を得るための制御圧延・加速冷却条件の選定。
【００１７】
４）更に母材と溶接部の強度マッチングを適正なものにするため、溶接金属への高Mn-Cu-Ni-Cr-Mo添加による溶接金属強度の向上。
本発明は以上の知見をもと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．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．７〜３．０％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｐ≦０．０１０％
Ｓ≦０．００２％
Ｃｕ：≦０．８％
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｃｒ：≦０．８％
Ｍｏ：≦０．８％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｂ：≦０．００３％
Ｃａ：≦０．０１％
ＲＥＭ：≦０．０２％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｖ：０．０２〜０．１０％
を含有し、かつＮｂとＶが
０．０６％≦Ｎｂ／２＋Ｖ≦０．１４％なる関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
下記式（１）で計算されるＰｃｍ値が０．２１≦Ｐｃｍ≦０．３０を満足する鋼を１０００〜１２００℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧６７％となるよう熱間圧延を行い、圧延終了後７００℃以上の温度域から冷却速度１０〜３０℃/sで加速冷却を開始し、５５０℃〜６５０℃の温度域で冷却停止後空冷し、管状に成形した後、その縦シームのサブマージアーク溶接金属の化学組成が，
質量％で
Ｃ：０．０５〜０．０９％
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｍｎ：２．０〜３．０％
Ｐ：≦０．０２０％
Ｓ：≦０．０１０％
Ａｌ：≦０．０１５％
Ｃｕ：≦０．５％
Ｎｉ：≦２．０％
Ｃｒ：≦１．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｖ：≦０．１％
Ｔｉ：０．００３〜０．０３％
Ｂ：≦０．００１０％
Ｏ：≦０．０３％
Ｎ：≦０．００８％
残部Ｆｅおよび不可避的不純物となるようにサブマージアーク溶接し、さらに拡管をおこなうことを特徴とする溶接部強度に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5*B (1)
２．縦シーム突合せ溶接を仮付溶接後に、内外面1層ずつサブマージアーク溶接することを特徴とする請求項１記載の溶接部強度に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、水圧試験等をおこなってもシーム溶接部からの破壊が生じない安全性に優れた、引張強度９００MPaを超え、縦シーム溶接部の継手引張強度が９５０MPa以上で、天然ガスや原油の輸送用として使用可能な高強度ラインパイプが得られ産業上極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
本発明における鋼板の成分限定理由を説明する．
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは低温変態組織においては過飽和固溶することで強度上昇に寄与し，また後述するようにＮｂ, Ｖの炭化物を形成することでHAZの軟化抵抗をもたらす。
【００２０】
これらの効果を得るためには０．０３%以上の添加が必要であるが、０．１２％を超えて添加すると鋼管の円周溶接部の硬度上昇が著しく、低温割れが発生しやすくなるため，上限を０．１２％とする。
【００２１】
Ｓｉ：≦０．５％
Ｓｉは変態組織によらず固溶強化するため、母材、HAZの強度上昇に有効である。しかし、０．５％を超えて添加すると靱性が著しく低下するため上限を０．５％とする。
【００２２】
Ｍｎ：１．７〜３．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。特にHAZにおいて高強度達成に必要な低温変態組織を得るために１．７％以上の添加が必要である。一方、連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく、３．０％を超える添加を行うと、中心偏析部での遅れ破壊の原因となるため、上限を３．０％とする。
【００２３】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０１％以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが、０．０８％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し、靱性劣化の原因となるため、上限を０．０８％とした。
【００２４】
Ｃｕ：≦０．８％、Ｃｒ：≦０．８％、Ｍｏ：≦０．８％
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも焼入性向上元素として作用する。これらはＭｎ添加の代替であり、Ｍｎと同じように低温変態組織を得て母材・HAZの高強度化に寄与するが高価な元素であり、且つそれぞれ０．８％以上添加しても高強度化の効果は飽和するため、上限を０．８％とした。
【００２５】
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉもまた、焼入性向上元素として作用するが添加しても靱性劣化を起こさないため、有用な元素である。この効果を得るために０．１％以上の添加が必要であるが高価な元素であるため、上限を１．０％とした。
【００２６】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか析出したTiNがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化抑制防止をすることで、母材、HAZの靱性向上に寄与する。
【００２７】
必要なピンニング効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であるが、０．０２５％を超えて添加すると炭化物を形成するようになり、その析出硬化で靱性が著しく劣化するため、上限を０．０２５％とする。
【００２８】
Ｂ：≦０．００３％
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで特にHAZの強度低下防止に寄与する。しかし，０．００３％を超えて添加してもその効果は飽和するため、上限を０．００３％とする。
【００２９】
Ｃａ：≦０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、添加することで靱性に有害なMnSの生成を抑制する。しかし、０．０１％を超えて添加するとCaO-CaSのクラスターを形成し、靱性を劣化させるようになるので上限を０．０１％とする。
【００３０】
ＲＥＭ：≦０．０２％
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、添加することで靱性に有害なMnSの生成を抑制する。しかし、高価な元素であり、且つ０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するため、上限を０．０２％とする。
【００３１】
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎは通常鋼中の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。必要とするピンニング効果を得るためには０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが、０．００６％を超える場合、溶接部、特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱されてTiNが分解するので固溶Nの悪影響が著しいため、上限を０．００６％とする。
【００３２】
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｖ：０．０２〜０．１０％
Ｎｂ、Ｖは炭化物を形成して2回以上の溶接熱サイクルを受けるHAZの焼戻し軟化防止に有効で、必要なHAZ強度を得るために添加する。
【００３３】
また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もあり、特に950℃まで未再結晶領域とするためには０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．０８％を超えて添加するとHAZの靱性を著しく損ねることから上限を０．０８％とする。
【００３４】
Ｖは０．０２％以上添加することで，ＨＡＺ中で炭化物を形成し，その析出硬化によって軟化を防ぐ働きをする．ただし，０．１０％を超えて添加すると，HAZの靱性を著しく損ねることから上限を０．１０％とする。
【００３５】
０．０６％≦Ｎｂ／２＋Ｖ≦０．１４％
本パラメータは焼戻し軟化を防止するためのもので、溶接管の縦シーム溶接における焼戻し軟化を抑制するため、０．０６％以上とする。一方、０．１４％を超えた添加を行ってもそれ以上硬さの上昇が認められなかったため、上限を０．１４％とする。
【００３６】
前述の通り、Ｎｂ、Ｖは、複合添加するとその焼戻し軟化抵抗が著しく上昇する．特にＮｂはＶの約2倍の効果があり，係数を1/2として両者の和で整理する。
【００３７】
０．２１≦Ｐｃｍ≦０．３０
Ｐｃｍ（=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5*B）は溶接割れ感受性組成であるが、本発明では継手強度≧９５０ＭＰａを達成するため下限値を０．２１とする。
【００３８】
図２に、種々の実験鋼塊に最軟化ＨＡＺ硬さを再現するため、最高加熱温度をＡｃ３点直上とした再現熱サイクルを付与し、ビッカース硬さを求め、Ｐｃｍ値で整理した結果を示す。
【００３９】
最軟化ＨＡＺ硬さは鋼のＰｃｍ値と相関し、継手引張強度９５０ＭＰａを確保するビッカース硬さ２７０以上（９５０ＭＰａのビッカース硬さ換算値３００の９割）とするため、Ｐｃｍの下限値を０．２１とする。
【００４０】
一方、鋼のＰｃｍ値の増大は鋼管の円周溶接時に問題となる低温割れを助長させる．円周溶接を模擬したy形溶接割れ試験結果より、１００℃予熱での低温割れ阻止に必要なPcmの上限は０．３０であり、円周溶接部の低温割れを阻止するため、Ｐｃｍの上限は０．３０とした。
【００４１】
Ｐ：≦０．０１０％、Ｓ：≦０．００２％
Ｐ、Ｓはいずれも鋼中に不可避的不純物として存在する．特に中心偏析部での偏析が著しい元素であり、母材の偏析部起因の靱性低下を抑制するためにそれぞれ上限を０．０１０％、０．００２％とする。
【００４２】
次に，鋼板の製造方法の限定理由について説明する．
加熱温度：１０００〜１２００℃
熱間圧延開始時に、スラブを完全にオーステナイト化するため、下限温度を１０００℃とする。一方、１２００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると、TiNピンニングによってもオーステナイト粒成長が著しく、母材靱性が劣化するため上限温度を１２００℃とする。
【００４３】
９５０℃以下での累積圧下量≧６７％
熱間圧延では、オーステナイト粒を伸展させ、特に板厚方向で細粒とするためオーステナイト未再結晶域である９５０℃以下において累積で大圧下を行う。累積圧下量を６７％以上とすることでベイナイトの微細化が著しく靱性が飛躍的に向上する。
【００４４】
加速冷却の冷却開始温度≧７００℃
熱間圧延後，加速冷却を開始する温度が低いと、その空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成する。初析フェライトは母材強度低下の原因となるため、加速冷却の冷却開始温度≧７００℃として生成を抑制する。
【００４５】
加速冷却の冷却速度：１０〜３０℃/s
熱間圧延後の加速冷却は鋼板のミクロ組織をベイナイト主体の組織とし、目標とする引張強度≧９００ＭＰａを達成するために行う。
【００４６】
加速冷却の冷却速度が１０℃/s未満では，比較的高温でベイナイト変態がおこり，引張強度≧９００ＭＰａが得られないため、冷却速度の下限を１０℃/sとする。
【００４７】
一方、３０℃/sを超える冷却速度は所望の温度で冷却停止を安定して実施することができず、また鋼板表面近傍ではマルテンサイト変態が生じ鋼板強度は上昇するものの靱性劣化、特にシャルピー吸収エネルギー低下が著しいため、冷却速度の上限は３０℃/sとする。
【００４８】
加速冷却の冷却停止温度：５５０〜６５０℃
鋼板の強度と靱性のバランスを保つため，本発明ではベイナイト主体の組織とし，マルテンサイト組織の分率は１０％と以下とすることが望ましい。
【００４９】
加速冷却でマルテンサイト変態を抑制するため，冷却停止温度を５５０℃以上とする。一方，冷却停止温度が６５０℃を超えるとベイナイト変態開始温度より高い温度で加速冷却が終わるため，未変態のオーステナイトが一部フェライト変態を起こし，母材強度が低下することから，冷却停止温度の上限を６５０℃とする。
【００５０】
なお、鋼の製鋼方法については特に限定しないが、経済性の観点から転炉法による製鋼プロセスと連続鋳造プロセスにより鋼片の鋳造を行うことが望ましい．
上記方法で製造された鋼板の鋼管への成形方法は特に限定しない。従来から用いられているＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形いずれも使用可能である．
次に，溶接金属の成分限定理由を説明する。
【００５１】
Ｃ：０．０５〜０．０９％
溶接金属においてもＣは鋼の強化元素として重要な元素である。特に、継手部のオーバーマッチングを達成するため、溶接金属部において引張強度≧９５０ＭＰａとする必要で、０．０５％以上とする。
【００５２】
一方、０．０９％を超えると溶接金属の高温割れが発生しやすくなるため、上限を０．０９％とする。
【００５３】
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｓｉは溶接金属の脱酸ならびに良好な作業性を確保するために必要で、０．１％未満では十分な脱酸効果が得られず、一方、０．４％を超えると溶接作業性の劣化を引き起こすため、上限を０．４％とする。
【００５４】
Ｍｎ：２．０〜３．０％
Ｍｎは溶接金属の高強度化に重要な元素である。特に、引張強度≧９５０ＭＰａといった超高強度は，従来のアシキュラフェライト組織では達成できず、多量のＭｎを含有させベイナイト組織とすることで可能となる。
【００５５】
この効果を得るためには２．０％以上含有させる必要があるが、３．０％を超えると溶接性が劣化するため、上限を３．０％とする。
【００５６】
Ｐ：≦０．０２０％、Ｓ：≦０．０１０％
Ｐ、Ｓは溶接金属中では粒界に偏析しその靱性を劣化させるため、上限をそれぞれ０．０２０％、０．０１０％とする。
【００５７】
Ａｌ：≦０．０１５％
Ａｌは脱酸元素として作用するが、溶接金属においてはＴｉによる脱酸が靱性改善効果が大きい。また、Ａｌ酸化物系の介在物が多くなると溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが低下するため積極的には添加せず、その上限を０．０１５％とする。
【００５８】
Ｃｕ：≦０．５％、Ｎｉ：≦２．０％、Ｃｒ：≦１．０％、Ｍｏ：≦１．０％
母材と同様にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは溶接金属においても焼入性を向上させるので、ベイナイト組織とするために含有させる。
【００５９】
但し、溶接ワイヤへの添加量が多くなるとワイヤ強度が著しく上昇し、サブマージアーク溶接時のワイヤ送給性に障害が生じるため、含有量の上限をＣｕは０．５％、Ｎｉは２．０％、Ｃｒは１．０％、Ｍｏは１．０％とする。
【００６０】
Ｖ：≦０．１％
適量のＶ添加は靱性・溶接性を劣化させずに強度を高めることから有効な元素である。０．１％を超えると溶接金属の再熱部の靱性が著しく劣化するため、上限を０．１％とする。
【００６１】
Ｔｉ：０．００３〜０．０３％
Ｔｉは溶接金属中では脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素の低減に有効である。この効果を得るためには０．００３％以上の含有が必要であるが、０．０３％を超えた場合、余剰となったＴｉが炭化物を形成し溶接金属の靱性を劣化させるため、上限を０．０３％とする。
【００６２】
Ｂ：≦０．００１０％
Ｂは溶接金属をベイナイト組織とするため含有する。但し、溶接金属中のＢ量が０．００１０％を超えると靱性の低いマルテンサイト組織が生成するため，上限を０．００１０％とする。
【００６３】
Ｏ：≦０．０３％
溶接金属中の酸素量を低減すると靱性が改善する。特に０．０３％以下とすることで著しく改善されるため、上限を０．０３％とする。
【００６４】
Ｎ：≦０．００８％
溶接金属中の固溶Ｎ量を低減すると靱性が改善する。特に０．００８％以下とすることで著しく改善されるため、上限を０．００８％とする。
【００６５】
本発明は特に仮付溶接後、内面と外面を1層ずつサブマージアーク溶接する比較的入熱の高い溶接法において特に有効である。
本発明ではサブマージアーク溶接に用いられるフラックスは特に制限はなく溶融型であっても焼成型であってもかまわない。また、溶接部の低温割れ防止の目的で、溶接前に予熱あるいは溶接後熱処理を行っても本願の効果は損なわれない。
【実施例】
【００６６】
表１に示す化学組成の鋼を用い、表２に示す熱間圧延・加速冷却条件で鋼板A〜Ｋを作製した．
【００６７】
【表１】
【００６８】
【表２】
【００６９】
得られた鋼板について、API-5Lに準拠した全厚引張試験片と板厚中央位置からJIS Z2202（1980改訂版）のVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、強度と靱性を評価した。
【００７０】
また、種々の成分組成の溶接ワイヤを用いて鋼板の突合せ溶接を行い、溶接継手を作成した。各継手について溶接金属部より分析試料を採取し、化学分析を行った。表３に溶接方法と溶接金属の分析結果を併せて示す。
【００７１】
【表３】
【００７２】
溶接部の強度は、API-5Lに準拠した継手引張試験片（余盛付）を用いて試験し、靭性はJIS Z2202（1980改訂版）のVノッチシャルピー衝撃試験片でノッチ位置を溶接金属、HAZとし、試験温度ー３０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験片の採取位置は板厚中央とした。
【００７３】
各鋼板について、JIS Z 3158（1993改訂版）に従いy形溶接割れ試験を実施した。試験環境は気温30℃で湿度80%とし、1時間放置した。試験ビードは100kgf級高張力鋼用の手溶接棒を用い、予熱温度100℃とした試験体に溶接した。溶接割れ感受性は試験ビードと直交する断面の観察結果で得られた断面割れ率で評価した。
【００７４】
母材の強度・靱性調査結果、溶接継手部の強度・靱性調査結果、および溶接割れ感受性の評価結果をまとめて表４に示す。
【００７５】
【表４】
【００７６】
本発明の鋼板化学組成、圧延条件および溶接金属組成範囲内のNo.1-1〜8は、900MPaを超える母材強度、950MPaを超える継手引張強度を満足し、且つ-30℃でのシャルピー衝撃試験において母材部では150J以上、溶接金属およびHAZでも100Jを超えるシャルピー吸収エネルギー値が得られ、優れた靱性を示した。
【００７７】
y形溶接割れ試験においても割れは観察されず溶接性においても優れていることが確認された。
【００７８】
一方、溶接金属におけるMn添加量が本発明の下限を下回った比較例No.1-2は溶接金属部でアンダーマッチングとなった結果、母材強度に満たない継手強度となった。
【００７９】
また、溶接金属におけるB添加量が本発明の上限を上回った比較例No.5-2は母材強度、継手強度とも高い値を示したが、溶接金属のシャルピー吸収エネルギー値が本発明例と比較すると劣る。
【００８０】
熱間圧延時において950℃以下での累積圧下量が本発明の下限を下回った比較例No.9では、母材のシャルピー吸収エネルギー値が劣る。
【００８１】
加速冷却の開始温度が本発明の下限を下回った比較例No.10では鋼板ミクロ組織がフェライト主体で、母材強度が900MPaを下回った。加速冷却の停止温度が本発明の下限を下回った比較例No.11では鋼板のミクロ組織がマルテンサイト主体で母材のシャルピー吸収エネルギー値が本発明例と比較すると劣る。
【００８２】
鋼板のPcm値が本発明の下限を下回った比較例No.12は、HAZ軟化が著しく、継手強度が母材強度を下回った。Nb,V添加量がNb/2+Vの下限を下回った比較例No.13は、HAZ軟化が生じ、継手強度が母材強度を下回った。
【００８３】
一方、鋼板のSi添加量が本発明の上限を上回った比較例No.14は、HAZのシャルピー吸収エネルギー値が本発明例と比較すると劣る。
【００８４】
また、鋼板のMn添加量が本発明の上限を上回った比較例No.15では、高い母材強度、継手強度を示したものの、HAZが過剰に硬化し、シャルピー吸収エネルギー値の低下、y形溶接割れ試験での断面割れ率が30%と溶接性が著しく本発明例と比較して劣る。
【図面の簡単な説明】
【００８５】
【図１】内外面1層サブマージアーク溶接を行った溶接鋼管の外面側硬度分布を示す図。
【図２】再現熱サイクル試験で得られた最軟化HAZ硬さとPcm値の相関を示す図。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．７〜３．０％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｐ≦０．０１０％
Ｓ≦０．００２％
Ｃｕ：≦０．８％
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｃｒ：≦０．８％
Ｍｏ：≦０．８％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｂ：≦０．００３％
Ｃａ：≦０．０１％
ＲＥＭ：≦０．０２％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｖ：０．０２〜０．１０％
を含有し、かつＮｂとＶが
０．０６％≦Ｎｂ／２＋Ｖ≦０．１４％なる関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
下記式（１）で計算されるＰｃｍ値が０．２１≦Ｐｃｍ≦０．３０を満足する鋼を１０００〜１２００℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧６７％となるよう熱間圧延を行い、圧延終了後７００℃以上の温度域から冷却速度１０〜３０℃/sで加速冷却を開始し、５５０℃〜６５０℃の温度域で冷却停止後空冷し、管状に成形した後、その縦シームのサブマージアーク溶接金属の化学組成が，
質量％で
Ｃ：０．０５〜０．０９％
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｍｎ：２．０〜３．０％
Ｐ：≦０．０２０％
Ｓ：≦０．０１０％
Ａｌ：≦０．０１５％
Ｃｕ：≦０．５％
Ｎｉ：≦２．０％
Ｃｒ：≦１．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｖ：≦０．１％
Ｔｉ：０．００３〜０．０３％
Ｂ：≦０．００１０％
Ｏ：≦０．０３％
Ｎ：≦０．００８％
残部Ｆｅおよび不可避的不純物となるようにサブマージアーク溶接し、さらに拡管をおこなうことを特徴とする溶接部強度に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5*B (1)
【請求項２】
縦シーム突合せ溶接を仮付溶接後に、内外面1層ずつサブマージアーク溶接することを特徴とする請求項１記載の溶接部強度に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．７〜３．０％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｐ≦０．０１０％
Ｓ≦０．００２％
Ｃｕ：≦０．８％
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｃｒ：≦０．８％
Ｍｏ：≦０．８％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｂ：≦０．００３％
Ｃａ：≦０．０１％
ＲＥＭ：≦０．０２％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｖ：０．０２〜０．１０％
を含有し、かつＮｂとＶが
０．０６％≦Ｎｂ／２＋Ｖ≦０．１４％なる関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
下記式（１）で計算されるＰｃｍ値が０．２１≦Ｐｃｍ≦０．３０を満足する鋼を１０００〜１２００℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧６７％となるよう熱間圧延を行い、圧延終了後７００℃以上の温度域から冷却速度１０〜３０℃/sで加速冷却を開始し、５５０℃〜６５０℃の温度域で冷却停止後空冷し、管状に成形した後、その縦シームのサブマージアーク溶接金属の化学組成が，
質量％で
Ｃ：０．０５〜０．０９％
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｍｎ：２．０〜３．０％
Ｐ：≦０．０２０％
Ｓ：≦０．０１０％
Ａｌ：≦０．０１５％
Ｃｕ：≦０．５％
Ｎｉ：≦２．０％
Ｃｒ：≦１．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｖ：≦０．１％
Ｔｉ：０．００３〜０．０３％
Ｂ：≦０．００１０％
Ｏ：≦０．０３％
Ｎ：≦０．００８％
残部Ｆｅおよび不可避的不純物となるようにサブマージアーク溶接し、さらに拡管をおこなうことを特徴とする溶接部強度に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5*B (1)
【請求項２】
縦シーム突合せ溶接を仮付溶接後に、内外面1層ずつサブマージアーク溶接することを特徴とする請求項１記載の溶接部強度に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２００６−１８３１２７（Ｐ２００６−１８３１２７Ａ）
【公開日】平成１８年７月１３日（２００６．７．１３）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００４−３８１１６６（Ｐ２００４−３８１１６６）
【出願日】平成１６年１２月２８日（２００４．１２．２８）
【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１８年７月１３日（２００６．７．１３）
【国際特許分類】
【出願日】平成１６年１２月２８日（２００４．１２．２８）
【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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