JP2001113374A - シーム溶接部の低温強靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 低温靱性が優れ、かつ現地溶接が容易な引張
強さ９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高
強度ラインパイプおよびその製造方法を提供する。 【解決手段】 母材部の引張り強度が９００ＭＰａ以上
であり、かつ、溶接金属部の引張り強度と母材部の引張
り強度の差が−１００ＭＰａ以上であるシーム溶接鋼管
であって、該シーム溶接鋼管の前記溶接金属部におい
て、製管プロセスの鋼板付き合わせ部の仮付け溶接後に
行われる本溶接によって形成される内面溶接金属部と外
面溶接金属部の間隔が０ｍｍ超であり、かつ、内面溶接
金属部と外面溶接金属部が前記仮付け溶接によって形成
される仮付け溶接金属部とそれぞれ重複していることを
特徴とする低温靱性の優れた超高強度シーム溶接鋼管。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、天然ガス・原油輸
送用ラインパイプとして広く使用でき、高圧化による輸
送効率の向上及び外径・重量の低減による現地施工能率
の向上が可能である９００ＭＰａ以上の引張強さを有す
るシーム溶接部の低温靱性の優れた超高強度ラインパイ
プおよびその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、原油・天然ガスの長距離輸送方法
としてパイプラインの重要性がますます高まっている。
現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石
油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５が設計の基本になってお
り、実際の使用量も圧倒的に多い。しかし、(1) 高圧化
による輸送効率の向上、(2) ラインパイプの外径・重量
の低減による現地施工能率の向上、のためより高強度ラ
インパイプが要望されている。これまでにＸ８０（引張
強さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプの実用化が
されているが、さらに高強度のラインパイプに対するニ
ーズが強くなってきた。現在、超高強度ラインパイプ製
造法の研究は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術
（例えば、ＮＫＫ技報No.138(1992), pp24-31 およびTh
e 7th OffshoreMechanics and Arctic Engineering (19
88), Volume V, pp179-185)を基本に検討されている
が、これではせいぜい、Ｘ１００（引張強さ７６０ＭＰ
ａ以上）ラインパイプの製造が限界と考えられる。Ｘ１
００を越える超高強度ラインパイプについては、既に鋼
板製造の研究は行われている（ＰＣＴ／ＪＰ９６／００
１５５、００１５７）。しかし、このような超高強度ラ
インパイプでは従来のシーム溶接に関する技術は適用で
きず、シーム溶接技術に関する課題が解決できないと鋼
板は製造できても鋼管の製造は不可能である。パイプラ
インの超高強度化は強度・低温靱性バランスを始めとし
て溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性、現地溶接性、継手軟
化、バースト試験による管体破断など多くの問題を抱え
ており、これらを克服した画期的な超高強度ラインパイ
プ（Ｘ１００超）の早期開発が要望されている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】本発明は低温靱性のバ
ランスが優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ（ＴＳ）
９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度
ラインパイプ、特にバースト試験において溶接部破断が
なく管体破断するシーム溶接部の低温靱性に優れた超高
強度ラインパイプおよびその製造方法を提供するもので
ある。

【０００４】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は以下のと
おりである。 （１）母材部の引張り強度が９００ＭＰａ以上であり、
かつ、溶接金属部の引張り強度と母材部の引張り強度の
差が−１００ＭＰａ以上であるシーム溶接鋼管であっ
て、該シーム溶接鋼管の前記溶接金属部において、製管
プロセスの鋼板付き合わせ部の仮付け溶接後に行われる
本溶接によって形成される内面溶接金属部と外面溶接金
属部の間隔が０ｍｍ超であり、かつ、内面溶接金属部と
外面溶接金属部が前記仮付け溶接によって形成される仮
付け溶接金属部とそれぞれ重複していることを特徴とす
るシーム溶接部の低温靱性の優れた超高強度溶接鋼管。 （２）重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 を含有し、さらに重量％で、Ｂ：０．００３０％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｖ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃａ：０．
０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００
６％以下の１種または２種以上を含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物からなる母材部と、 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１４％、 Ｓｉ：０．０５〜０４０％、 Ｍｎ：１．２〜２．２％、 Ｐ：０．０１０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｎｉ：１．３〜３．２％、 Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖのうちの１種または２種以上の合計量が
１．０〜２．５％、 Ｂ：０．００５％以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶接
金属部からなり、かつ、溶接金属部のＮｉ量が母材部の
Ｎｉ量に比べて１％以上高く、溶接金属部部及び母材の
溶接熱影響部を含むシーム溶接部の組織がベイナイト・
マルテンサイトからなることを特徴とする上記（１）に
記載のシーム溶接部の低温靱性の優れた超高強度溶接鋼
管。 （３）重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 を含有し、さらに重量％で、Ｂ：０．００３０％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｖ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃａ：０．
０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００
６％以下の１種または２種以上を含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物からなる鋼板の両端部を付き合わせた
後、該付き合わせ部を、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．
１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４%
を含有しＦｅを主成分とする溶接ワイヤーを用いて、外
面から仮付け溶接を行った後、該仮付け溶接部を、重量
％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以
下、Ｍｎ：１．２〜２．４% 、Ｎｉ：４．０〜８．５
％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上の合計量３．０
〜５．０％を含有し、かつＮｉ量が前記鋼板のＮｉ量に
比べて１％以上高いＦｅを主成分とする溶接ワイヤーお
よびフラックスを用いて、溶接によって形成される内面
溶接金属部と外面溶接金属部の間隔が０ｍｍ超であり、
かつ、内面溶接金属部と外面溶接金属部が前記仮付け溶
接によって形成される仮付け溶接金属部とそれぞれ重複
するように、前記仮付け溶接部を内面及び外面から本溶
接を行うことを特徴とするシーム溶接部の低温靱性の優
れた超高強度溶接鋼管の製造方法。 （４）前記本溶接において、仮付け溶接部を内面及び外
面からそれぞれ２パス以上の溶接を行うことを特徴とす
る上記（３）に記載のシーム溶接部の低温靱性の優れた
超高強度溶接鋼管の製造方法。 （５）前記仮付け溶接として、ＭＡＧアーク溶接、ＭＩ
Ｇアーク溶接、ＴＩＧアーク溶接の何れか１つの方法を
用い、前記本溶接として、サブマージアーク溶接、ＭＡ
Ｇアーク溶接、ＭＩＧアーク溶接、ＴＩＧアーク溶接の
何れか１つの方法を用いることを特徴とする上記（３）
または（４）のいずれかに記載のシーム溶接部の低温靱
性の優れた超高強度溶接鋼管の製造方法。

【０００５】

【発明の実施の形態】以下、本発明の内容について詳細
に説明する。本発明は９００ＭＰａ以上の引張強さ（Ｔ
Ｓ）を有するシーム溶接部の低温靱性の優れた超高強度
ラインパイプに関する発明である。この強度水準の超高
強度ラインパイプでは、従来主流であるＸ６５と較べて
約２倍の圧力に耐えるため、同じサイズで約２倍のガス
を輸送することが可能になる。一方、Ｘ６５を用いて上
記超高強度ラインパイプと同等なガス輸送効率を達成す
る場合は圧力を高めるために肉厚を厚くする必要があ
り、材料費、輸送費、現地溶接施工費が高くなってパイ
プライン敷設費が大幅に上昇する。これが９００ＭＰａ
以上の引張強さ（ＴＳ）を有する低温靱性の優れた超高
強度ラインパイプが必要とされる理由である。従来、こ
のような引張強さが９００ＭＰａ以上の超高強度ライン
パイプでは、極端に鋼管の製造が困難になるとともに鋼
管の特に低温靱性の特性を確保することが困難になる。
鋼管のシーム溶接部も含めた目標特性を保証するための
目安として、バースト試験において溶接熱影響部及び溶
接金属等で破断せずに管体での破断が達成されることと
ともにシーム溶接部の低温靱性を改善することが重要な
技術的課題になる。従来の超高強度ラインパイプでは、
溶接時にシーム溶接部の接熱影響部の会合部から１mmま
でに旧オーステナイト粒界に沿って粗大なMA（Martensi
te-Austenite Constituent：マルテンサイトとオーステ
ナイトの混成物）が生成しやすく、これが破壊の起点と
なり、吸収エネルギー値を著しく低下させる要因であっ
た。したがって、従来の溶接熱影響部の１／２ｔ部の会
合部あるいは会合部＋１mmにおけるV ノッチシャルピー
吸収エネルギーは、−３０℃で５０Ｊ未満と低く、例え
ば−３０℃で６４Ｊ以上の目標を満足させることはかな
り困難であった。

【０００６】本発明者らは、引張強さが９００ＭＰａ以
上の超高強度のラインパイプにおいてシーム溶接部の低
温靱性を改善すべく、実験等により鋭意検討した。図１
及び図２に超高強度のラインパイプにおける従来の溶接
部と本発明による溶接部を示す。通常鋼管の造管時のシ
ーム溶接は、鋼板両端部を付き合わせた後、付き合わせ
部を最初に外面からＭＡＧアーク溶接等で仮付け（以下
仮付け溶接と言う）を行い、その後、その仮付け溶接部
をさらに内面及び外面からサブマージドアーク溶接等で
溶接（以下本溶接と言う）を行う。この際、従来の本溶
接は、図１に示すように本溶接において外面からの溶接
で形成された溶接金属部（以下外面溶接金属部という）
と内面からの溶接で形成された溶接金属部（以下内面溶
接金属部という）を互いに重複させるため、本溶接の前
に行った仮付け溶接金属部が溶融・消失し、溶接入熱が
過度に高くなり溶接熱影響部の旧オーステナイト粒が粗
大化すると共に旧オーステナイト粒界に沿って生成する
MAも粗大化し、これが溶接熱影響部のシャルピー吸収エ
ネルギーを低下させ、また、溶接熱影響部の軟化がおこ
ってバースト試験において溶接部からの破断（管体破断
ではなく）を招く要因となることがわかった。

【０００７】本発明者らは、従来のような外面溶接金属
部と内面溶接金属部を互いに重複させた内外面からの本
溶接における過度な溶接入熱の上昇に起因する溶接部低
温靱性の低下という問題を解決するために、本溶接の最
適条件について、詳細な検討をおこなった。その結果、
図２に示すように、仮付け溶接後の本溶接において、外
面溶接金属部と内面溶接金属部を重複させずに仮付け溶
接金属部を溶融させず残存させ、本溶接時の過度な溶接
入熱の上昇を避けることによって溶接熱影響部で粗粒部
の旧オーステナイト粒径の粗大化及びMAの粗大化を抑制
し、溶接熱影響部の１／２ｔ部の会合部あるいは会合＋
１ｍｍでのＶノッチシャルピー吸収エネルギーを改善
し、また、溶接熱影響部の軟化部が抑えられることによ
ってバースト試験において管体破断（溶接部からの破断
なし）が可能となることがわかった。また、このような
本溶接を行う場合、溶接部の溶接欠陥の発生を防止する
ために、本溶接によって形成された内面溶接金属部及び
外面溶接金属部のそれぞれと、その前の仮付け溶接によ
って形成された仮溶接金属部とを重複する必要があるこ
とがわかった。

【０００８】以上の知見から、本発明では、引張強さが
９００ＭＰａ以上の超高強度のラインパイプのシーム溶
接部において、仮付け溶接後の本溶接によって形成され
る内面溶接金属部と外面溶接金属部の間隔（Δｄ）が０
ｍｍ超（これに対して従来のΔｄは０ｍｍ以下の値とな
る）とし、かつ、内面溶接金属部及び外面溶接金属部が
前記仮付け溶接によって形成された仮付け溶接金属部と
それぞれ重複することを要件とする。上記Δｄが０ｍｍ
以下、つまり本溶接によって形成される内面溶接金属部
と外面溶接金属部が重なると、上述のように本溶接の前
に行った仮付け溶接金属部が溶融・消失し、溶接入熱が
過度に高くなり、その結果、溶接熱影響部の旧オーステ
ナイト粒が粗大化すると共に旧オーステナイト粒界に沿
って生成するMAも粗大化し、溶接熱影響部のシャルピー
吸収エネルギーの低下や溶接熱影響部の軟化が起こる。
また、本溶接部によって形成される内面溶接金属部及び
外面溶接金属部のそれぞれと、仮付け溶接によって形成
される仮付け溶接金属部とが重複していなければ、溶接
部の溶接欠陥が発生する。ここで本発明で最初に行う仮
付け溶接の方法は、通常知られているＭＡＧアーク溶接
でもＭＩＧアーク溶接でもＴＩＧ溶接でも良い。また、
仮付け溶接の後に行う内外面溶接もサブマージアーク溶
接でもＭＩＧアーク溶接でもＴＩＧ溶接でも良い。ま
た、仮付け溶接後の本溶接における仮付け溶接部の内面
及び外面からの溶接は、それぞれ１パス溶接であっても
２パス以上の溶接であっても良いが、本溶接時の溶接入
熱を出来る限り下げることで溶接熱影響部の軟化を抑え
るという点から２パス以上の溶接がより好ましい。

【０００９】また、本発明者らが上記溶接法で製造した
鋼管を用いて多数のバースト試験を行った結果から、溶
接金属の引張強度が、［母材部の強度］−１００（ＭＰ
ａ）以上であれば溶接部から破断せず、管体から破断す
ることがわかっている。従って、本発明では、溶接部の
平均引張強度を［母材部の円周方向引張強度］−１００
（ＭＰａ）以上とする。

【００１０】次に本発明の鋼管を構成する母材部及び溶
接金属部の成分および組織について説明する。先ず、本
発明の母材成分の限定理由は以下の通りである。Ｃ量
は、０．０３〜０．１０％に限定する。炭素は、鋼の強
度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織におい
て目標とする強度を得るためには、最低０．０３％は必
要である。しかし、Ｃ量が多すぎると母材、ＨＡＺの低
温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招くので、その上限
を０．１０％とした。さらに、望ましくは上限値は０．
０８％が好ましい。

【００１１】Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元
素であるが、多く添加するとＨＡＺ靱性、現地溶接性を
著しく劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱
酸はＡｌでもＴｉでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも
添加する必要はない。Ｍｎは本発明鋼のミクロ組織をマ
ルテンサイト主体の組織とし、優れた強度・低温靱性の
バランスを確保する上で不可欠な元素であり、その下限
は１．７％である。しかし、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入
れ性が増してＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるだけ
でなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温
靱性をも劣化させるので上限を２．５％とした。

【００１２】本発明では、不純物元素であるＰ、Ｓ量を
それぞれ０．０１５％、０．００３％以下とする。この
主たる理由は母材およびＨＡＺの低温靱性をより一層向
上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中
心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱
性を向上させる。また、Ｓ量の低減は熱間圧延で延伸化
するＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。

【００１３】Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼を
低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上させる
ためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較し
て圧延組織（とくに連続鋳造鋼片の中心偏析帯）中に低
温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ないばかり
か、０．１％以上の微量Ｎｉ添加がＨＡＺ靱性の改善に
も有効であることが判明した（ＨＡＺ靱性上、とくに有
効なＮｉ添加量は０．３％以上である）。しかし、添加
量が多すぎると、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現地
溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とした。
また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕ
割れの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ量の
１／３以上添加する必要がある。

【００１４】Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入れ性を向上
させ、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
である。Ｂ添加鋼においてはＭｏの焼入れ性向上効果が
高まり、また、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオー
ステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微
細化にも効果がある。このような効果を得るために、Ｍ
ｏは最低でも０．１５％必要である。しかし、過剰なＭ
ｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させ、さらにＢ
の焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、そ
の上限を０．６％とした。

【００１５】Ｎｂは、０．０１〜０．１０％を含有す
る。ＮｂはＭｏと共存して制御圧延時にオーステナイト
の再結晶を抑制して組織を微細化するだけでなく、析出
硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強靱化するため、
０．０１％以上含有する。特にＮｂとＢが共存すると焼
入れ性向上効果が相乗的に高まる。しかし、Ｎｂ添加量
が多すぎると、ＨＡＺ靱性や現地溶接性に悪影響をもた
らすので、その上限を０．１０％とした。

【００１６】Ｔｉは、０．００５〜０．０３０％を含有
する。Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱
時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して
ミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を
改善する。また、Ｂの焼入れ性向上効果に有害な固溶Ｎ
をＴｉＮとして固定する役割も有する。この目的のため
に、Ｔｉ量は３．４Ｎ（各々重量％）以上添加すること
が望ましい。また、Ａｌ量が少ない時（たとえば０．０
０５％以下）、Ｔｉは酸化物を形成し、ＨＡＺにおいて
粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ組織を微細
化する効果も有する。このようなＴｉＮの効果を発現さ
せるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要であ
る。しかし、Ｔｉ量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴ
ｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるの
で、その上限を０．０３０％に限定した。

【００１７】Ａｌは通常脱酸材として鋼に含まれる元素
で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が
０．０６％を越えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼
の清浄度を害するので、上限を０．０６％とした。しか
し、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必
ずしも添加する必要はない。以上は、本発明の鋼管母材
の主要成分であるが、必要に応じて以下の成分を選択的
に含有させる。

【００１８】Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高
め、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
に、非常に有効な元素である。さらに、ＢはＭｏの焼入
れ性向上効果を高めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に
焼入れ性を増す。一方、過剰に添加すると、低温靱性を
劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効果
を消失せしめることもあるので、その上限を０．００３
０％とした。

【００１９】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時および
ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材、Ｈ
ＡＺの低温靱性を向上させる。このために必要な最小量
は０．００１％である。しかし、Ｎ量が多すぎるとスラ
ブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化、Ｂの焼入れ
性向上効果の低下の原因となるので、その上限は０．０
０６％に抑える必要がある。

【００２０】つぎに、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａ、 ＲＥＭ、
Ｍｇを添加する目的について説明する。本発明の鋼管母
材の基本成分に、更にこれらの元素を添加する主たる目
的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度・
靱性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズの拡大をはか
るためである。したがって、その添加量は自ずから制限
されるべき性質のものである。

【００２１】ＶはＮｂとほぼ同様の効果を有するが、そ
の効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼にお
けるＶ添加の効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本発
明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。上限はＨ
ＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容でき
るが、特に０．０３〜０．０８％の添加が望ましい範囲
である。

【００２２】Ｃｕは母材、溶接部の強度を増加させる
が、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化さ
せる。このためＣｕ量の上限は１．０％である。Ｃｒは
母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎるとＨＡＺ
靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣｒ量
の上限は０．６％である。ＣａおよびＲＥＭは硫化物
（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上（シャルピ
ー試験の吸収エネルギーの増加など）させる。Ｃａ量が
０．００６％、ＲＥＭが０．０２％を越えて添加すると
ＣａＯ−ＣａＳまたはＲＥＭ−ＣａＳが大量に生成して
大型クラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害す
るだけでなく、現地溶接性にも悪影響をおよぼす。この
ためＣａ添加量の上限を０．００６％またはＲＥＭ添加
量の条件を０．０２％に制限した。なお超高強度ライン
パイプでは、Ｓ、Ｏ量をそれぞれ０．００１％、０．０
０２％以下に低減し、以下に示すＭｎＳのクラスターの
形状を制御するための指標であるＥＳＳＰ（EffestiveS
ulphide Shape Controlling Parameter）が０．５≦Ｅ
ＳＳＰ≦１０．０を満足するようにＣａ、Ｓ、Ｏを調整
することがとくに有効である。

【００２３】 ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓ … （１） 上記のＥＳＳＰが０．５未満になるとＣａＯ−ＣａＳが
大量の生成して粗大なクラスター、粗大介在物となり溶
接割れ等の溶接性を悪化させ、上記ＥＳＳＰが１０．０
を越えると、ＭｎＳの形状制御の効果がなくなるため、
ＥＳＳＰを０．５〜１０．０に規定する。

【００２４】Ｍｇは微細分散した酸化物を形成し、溶接
熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靭性を向上させる。
０．００６％以上では粗大酸化物を生成し逆に靭性を劣
化させる。以上の個々の添加元素の限定に加えて、さら
に以下に示す焼き入れ性を表す指標であるＰを１．９≦
Ｐ≦４．０に制限することが望ましい。

【００２５】 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋（ １＋β）Ｍｏ−１＋β … （２） 但し、Ｂ≧３ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝
０とする。Ｐを上記のように制御する理由は、目的とす
る強度・低温靱性バランスを達成するためである。Ｐ値
の下限を１．９としたのは９００ＭＰａ以上の強度と優
れた低温靱性を得るためである。また、Ｐ値の上限を
４．０としたのは優れたＨＡＺ靱性、現地溶接性を維持
するためである。

【００２６】以上が本発明の鋼管母材に含有する成分の
限定根拠であるが、以上のような化学成分を有していて
も、本発明の組織である微細なマルテンサイト＋ベイナ
イト主体の組織が得られるための適正な製造条件としな
ければ所望の特性は得られない。微細なマルテンサイト
主体の組織を得る原理的な方法は、再結晶粒を未再結晶
温度域で加工し、板厚方向に偏平したオーステナイト粒
とし、これをフェライト生成が抑制される臨界冷却速度
以上の冷却速度で冷却することである。

【００２７】望ましい製造方法は、本発明の化学成分を
有する鋼片を９５０〜１２５０℃に再加熱し、７００〜
９５０℃での累積圧下量が５０％以上となるように７０
０℃以上の鋼材温度で圧延した後、１０℃以上の冷却速
度で５５０℃以下まで冷却する。 また必要に応じてＡ_C1
変態点以下の温度で焼戻しを行う。本発明の鋼管は、こ
のようにして製造された鋼板を管状に成形した後、鋼板
両端部の突き合わせ部をアーク溶接し、さらに拡管して
鋼管をする。

【００２８】次ぎに、本発明の鋼管の溶接金属部の成分
の限定理由について述べる。Ｃ量は、０．０３〜０．１
４％に限定する。炭素は鋼の強度向上に極めて有効であ
り、マルテンサイト組織において目標とする強度を得る
ためには、最低０．０３％は必要である。しかし、Ｃ量
が多すぎると溶接低温割れが発生しやすくなり、現地溶
接部とシーム溶接が交わるいわゆるＴクロス部のＨＡＺ
の最高硬さの上昇招くので、その上限を０．１４％とし
た。さらに、望ましくは上限値は０．１０％が好まし
い。

【００２９】Ｓｉはブローホール防止のために０．０５
％以上は必要であるが、含有量が多いと低温靱性を著し
く劣化させるので、上限を０．４０％とした。特に、内
外面溶接や多層溶接を行う場合、再熱部の低温靱性を劣
化させる。Ｍｎは優れた強度・低温靱性のバランスを確
保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．２％で
ある。しかし、Ｍｎが多すぎると偏析が助長され低温靱
性を劣化させるだけでなく、溶接材料の製造も困難にな
るので上限を２．２％とした。

【００３０】Ｐ、Ｓは、低温靭性の劣化、低温割れ感受
性の低減のために、Ｐ、Ｓの量は低い方が望ましく、上
限量をそれぞれ０．０１０％と規定した。Ｎｉを添加す
る目的は焼入れ性を高めて強度を確保し、さらに低温靱
性向上させるためである。１．３％以下では目標の強
度、低温靭性を得ることが難しい。一方、含有量が多す
ぎると高温割れの危険があるため上限は３．２％とし
た。

【００３１】Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの効果の違いは厳密には区
別できないが、いずれも焼入れ性を高めることにより高
強度を得るために添加する。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は
２種以上の合計量が１．０％以下では効果が十分でな
く、一方多量に添加すると低温割れの危険が増すため上
限を２．５％とした。Ｂは微量で焼入れ性を高め、溶接
金属の低温靭性向上に有効な元素であるが、含有量が多
すぎると却って低温靭性が低下するので含有範囲を０．
００５％以下とした。

【００３２】溶接金属には、その他の成分として、溶接
時の精錬・凝固を良好に行わせるために必要に応じて添
加されたＴｉ, Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等の元素を含有
する場合があるが、残部は鉄および不可避的不純物であ
る。本発明の超高強度鋼板は、先に述べた成分を規定し
た鋼を鋳造後、熱間加工し、その後急冷したり、場合に
よっては焼戻しを行って製造される。引張強さ９００Ｍ
Ｐａ以上の超高強度を達成するためには、鋼をマルテン
サイト・ベイナイト等の低温変態組織主体のミクロ組織
にしてフェライトの生成を抑制する必要がある。

【００３３】溶接金属は、溶接後の凝固まま組織であ
り、冷却速度が遅い溶接金属において、本発明が上記の
目的強度を得、さらに本発明の鋼板と同様に優れた低温
靱性を得るためには、溶接金属の化学成分と組織の調整
が必要である。Ｎｉは焼入性を高めて低い冷却速度でも
高強度を得ることを可能にし、また、マルテンサイトラ
ス間に残留オーステナイトを形成することを促進し低温
靱性を向上させる。

【００３４】本発明では、溶接金属のＮｉ量を鋼板成分
より１％以上高くし、かつ、溶接金属部ならびに溶接熱
影響部をベイナイト・マルテンサイト組織にすることに
より、所望の強度と低温靱性が得られる。溶接金属のＮ
ｉ量が鋼板成分より１％低い場合は、上記効果が得られ
ないため、本発明では、その下限を１％とした。次に、
本発明の鋼管を製造する方法について説明する。

【００３５】本願発明が目指すラインパイプは通常、直
径が４５０ｍｍから１５００ｍｍ、肉厚が１０ｍｍから
４０ｍｍ程度のサイズである。このようなサイズの鋼管
を高率良く製造する方法としては、鋼板をＵ形次いでＯ
形に成形するＵＯ工程で製管し、鋼板の両端部を突き合
わせて、突き合わせ部をＭＡＧアーク溶接等で外面から
仮付け溶接した後に、この仮付け溶接部を内外面からサ
ブマージアーク溶接等で本溶接し、その後、拡管して真
円度を高める鋼管の製造方法が確立されている。

【００３６】サブマージアーク溶接等のアーク溶接方法
は母材の希釈が大きい溶接であり、所望の特性すなわち
溶接金属組成を得るためには、母材の希釈を考慮した溶
接材料の選択が必要である。以下に、本発明の超高強度
ラインパイプを製造する際の溶接に用いる溶接ワイヤー
の化学組成の限定理由を述べる。なお、本発明の本溶接
の前に行う鋼板付き合わせ部の仮付け溶接は、溶接面積
が少なく本溶接に比べて溶接金属部の品質の影響が小さ
いため、本溶接に用いる溶接ワイヤーの成分は、すべて
以下のように規定するが、仮付け溶接に用いる溶接ワイ
ヤーの成分はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ以外の他の成分は、特に規
定する必要はない。

【００３７】Ｃは、溶接金属で必要とされるＣ量の範囲
を得るために、母材成分による希釈および雰囲気からＣ
の混入を考慮して０．０１〜０．１２％とした。Ｓｉ
は、溶接金属で必要とされるＳｉ量の範囲を得るため
に、母材成分による希釈を考慮して０．３％以下とし
た。Ｍｎは、溶接金属で必要とされるＭｎ量の範囲を得
るために、母材成分による希釈を考慮して１．２％〜
２．４％とした。

【００３８】Ｎｉは、溶接金属で必要とされるＮｉ量の
範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して４．
０％〜８．５％とした。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、溶接金属で
必要とされるＣｒ、Ｍｏ、Ｖのうちの１種又は２種以上
の合計量の範囲を得るために、母材成分による希釈を考
慮して３．０％〜５．０％とした。

【００３９】その他Ｐ，Ｓの不純物は極力少ない方が望
ましく、Ｂは強度確保に添加することも可能である。ま
た、Ｔｉ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等が脱酸を目的とし
て使用される。なお、本発明の仮付け溶接及び本溶接
は、単極だけでなく、複数電極での溶接も可能である。
複数電極で溶接の場合は各種ワイヤーの組み合わせが可
能であり、個々のワイヤーが上記成分範囲にある必要は
なく、それぞれのワイヤー成分と消費量からの平均組成
が上記成分範囲にあれば良い。

【００４０】サブマージアーク溶接等の本溶接に使用さ
れるフラックスは大別すると焼成型フラックスと溶融型
フラックスがある。焼成型フラックスは合金材添加が可
能で拡散性水素量が低い利点があるが、粉化しやすく繰
り返し使用が難しい欠点がある。一方、溶融型フラック
スはガラス粉状で、粒強度が高く、吸湿しにくい利点が
あり、拡散性水素がやや高い欠点がある。本願発明のご
とき超高強度の場合は、溶接低温割れが起こりやすく、
この点からは焼成型が望ましいが、一方、回収して繰り
返し使用が可能な溶融型は大量生産に向きコストが低い
利点がある。焼成型ではコストが高いことが、溶融型で
は厳密な品質管理の必要性が問題であるが、工業的に対
処可能な範囲であり、どちらでも本質的には使用可能で
ある。

【００４１】溶接条件については望ましい範囲は以下の
通りである。最初に行う仮付け溶接は、ＭＡＧアーク溶
接でもＭＩＧアーク溶接でもＴＩＧアーク溶接でもよ
い。通常はＭＡＧアーク溶接である。次に仮付け溶接後
に行う本溶接は、通常サブマージドアーク溶接である
が、ＴＩＧアーク溶接でもＭＩＧアーク溶接でも、ＭＡ
Ｇアーク溶接でもよい。溶接速度は１〜３ｍ／分程度が
適切な範囲である。１ｍ／分未満の溶接はラインパイプ
のシーム溶接としては非効率であり、３ｍ／分を超える
高速溶接ではビード形状が安定しない。仮付け溶接とそ
の後の本溶接が重複するならば溶接入熱は出来る限り低
い方が好ましい。また、本溶接のアーク溶接は何パスで
も行ってもよい。溶接入熱は板厚によって異なるが、例
えば板厚１６ｍｍの場合では溶接入熱を１．０〜２．７
ｋＪ／ｍｍにすることが望ましい範囲である。入熱が小
さすぎると溶け込みが不十分になり、溶接回数が多くな
り、作業効率が悪くなり、溶接入熱が大きすぎると熱影
響部の軟化が大きく、溶接部の靭性も低下する。

【００４２】これらのシーム溶接後、拡管により真円度
を向上させる。真円にするためには塑性域まで変形させ
る必要があるが、本願発明のごとき高強度鋼の場合は
０．７％程度以上の拡管率（＝（拡管後円周−拡管前円
周）／拡管前円周）が必要であるが、２％を超える大き
な拡管を行うと、母材、溶接部とも塑性変形による靭性
劣化が大きくなるため、拡管率は０．７〜２％以下にす
るのが望ましい。

【００４３】

【実施例】以下に、本発明の実施例とその効果を具体的
に説明する。表１に示す本発明範囲を満たす成分の発明
鋼（Ａ鋼〜Ｄ鋼）及び本発明範囲を外れる成分の比較鋼
（Ｅ鋼，Ｆ鋼）を３００トン転炉で溶製後、連続鋳造鋼
片とし、その後１１００℃に再加熱後、再結晶域で圧延
し、その後９００〜７５０℃の累積圧下量が７５％とな
る制御圧延を１６ｍｍまで行い、その後水冷停止温度が
２００〜４５０℃になるように水冷して鋼板を製造し
た。その結果、表１に示されるように発明鋼（Ａ鋼〜Ｄ
鋼）の鋼板の強度は、本発明の目標範囲（９００ＭＰａ
以上）となり、低温靭性（シャルピー試験の−３０℃で
の吸収エネルギー：２３０Ｊ以上）も高かった。一方、
Ｃ量が高くＮｉが添加されていないＥ鋼の鋼板の強度
は、本発明の目標範囲にあるが、低温靭性が低くなり、
Ｃ量が低いＦ鋼の鋼板の低温靱性は目標範囲になるが、
強度が低い。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】これらの鋼板をさらにＵＯ工場で管状に成
形し、鋼板の付き合わせ部を８０％Ａｒ＋２０％ＣＯ₂
のシールドガスでMAG アーク溶接を用いて仮付け溶接を
行った後、表２に示す溶接ワイヤー及びフラックスを用
い３電極、２．０ｍ／分、入熱１．５ＫＪ／ｍｍの溶接
条件で仮溶接部の内外面を各１パスのサブマージアーク
溶接による本溶接を行い、その後、拡管率１％の拡管を
行った。得られた鋼管の特性を評価した結果を表３に示
す。

【００４７】表２に示す本発明範囲を満たす成分の鋼及
び溶接ワイヤーを用いて溶接した発明例（実施Ｎｏ．１
〜６）では、鋼管シーム溶接部に良好な溶接ビードが得
られ、溶接金属部の化学成分は本発明の範囲を満たし、
溶接金属強度（９００ＭＰａ以上）、溶接金属の引張強
度と鋼板の引張強度の差も適正範囲（−１００ＭＰａ以
上）も適性であり、本溶接によって形成される内面溶接
金属部と外面溶接金属部の間隔（Δｄ）（Δｄ：０ｍｍ
超））も適性であった。また、これらの本発明範囲を満
たす発明例の鋼管は、母材部及び溶接部が共に目標とす
る強度、低温靱性等の機械的性質を有し、バースト試験
においても管体破断が達成できた。

【００４８】一方、比較例の実施Ｎｏ．７〜９は、母材
成分は本発明の範囲であるが、ワイヤー成分が本発明の
範囲外（Ｎｏ．７：Ｎｉが低目、Ｎｏ．８：Ｃが高目、
Ｎｏ．９：Ｎｉが高目）であるため、溶接金属部の成分
が本発明範囲を外れた。その結果、Ｎｏ．７は溶接金属
の強度が低くなり、また、溶接金属の引張強度と鋼板の
引張強度の差が適正範囲（−１００ＭＰａ以上）を外れ
たためバースト試験では溶接部破断が生じた。また、Ｎ
ｏ．８では溶接部の低温割れが発生し、Ｎｏ．９は高温
割れが発生したため、引張り試験、バースト試験は実施
できなかった。

【００４９】比較例の実施Ｎｏ．１０は、溶接ワイヤー
の成分は本発明の範囲内であるが、鋼板の成分が本発明
範囲外であるため、鋼管母材の低温靱性が目標（低目）
に達しなかった。しかしながら、比較例のＮｏ．１１及
びＮｏ．１２では、母材及び溶接ワイヤーの成分は本発
明の範囲内であるが、本溶接で形成された溶接部中の内
面溶接金属部と外面溶接金属部との間隔（Δｄ）が本発
明の範囲（Δｄ＞０）を外れたためバースト試験では溶
接熱影響部破断が生じた。また、比較例のＮｏ．１３
は、溶接材料及び溶接金属のＣが本願発明範囲を外れて
いる（高目）ために、溶接金属の靭性が低いためにライ
ンパイプの要求特性を満たしていない。比較例のＮｏ１
４は母材及び溶接ワイヤーの成分は本発明の範囲内であ
るが、溶接金属の引張強度と鋼板の引張強度の差が適正
範囲（−１００ＭＰａ以上）を外れたためバースト試験
では溶接熱影響部破断が生じた。

【００５０】

【表３】

【００５１】

【表４】

【００５２】

【表５】

【００５３】

【発明の効果】本発明によれば、母材、溶接部共に低温
靱性のバランスが優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ
９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度
ラインパイプが実現可能であり、長距離パイプラインの
敷設コストが低下し、世界のエネルギー問題解決に寄与
できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の鋼管シーム溶接部の断面図。

【図２】従来の鋼管シーム溶接部の断面図。

【符号の説明】

１…本溶接金属部の外面溶接金属部 ２…本溶接金属部の内面溶接金属部 ３…鋼管の母材部 ４…仮付け溶接金属部

【手続補正書】

【提出日】平成１２年４月２５日（２０００．４．２
５）

【手続補正１】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図１

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１】

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大北 茂 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 寺田 好男 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内 Ｆターム(参考） 4E001 AA03 BB05 BB07 BB08 CA02 CC03 DC01 DC05 DG02

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 母材部の引張り強度が９００ＭＰａ以上
   であり、かつ、溶接金属部の引張り強度と母材部の引張
   り強度の差が−１００ＭＰａ以上であるシーム溶接鋼管
   であって、該シーム溶接鋼管の前記溶接金属部におい
   て、製管プロセスの鋼板付き合わせ部の仮付け溶接後に
   行われる本溶接によって形成される内面溶接金属部と外
   面溶接金属部の間隔が０ｍｍ超であり、かつ、内面溶接
   金属部と外面溶接金属部が前記仮付け溶接によって形成
   される仮付け溶接金属部とそれぞれ重複していることを
   特徴とするシーム溶接部の低温靱性の優れた超高強度溶
   接鋼管。
2. 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 を含有し、さらに重量％で、Ｂ：０．００３０％以下、
   Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｖ：０．１０％以下、
   Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃａ：０．
   ０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００
   ６％以下の１種または２種以上を含有し、残部が鉄およ
   び不可避的不純物からなる母材部と、 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１４％、 Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ：１．２〜２．２％、 Ｐ：０．０１０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｎｉ：１．３〜３．２％、 Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖのうちの１種または２種以上の合計量が
   １．０〜２．５％、 Ｂ：０．００５％以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶接
   金属部からなり、かつ、溶接金属部のＮｉ量が母材部の
   Ｎｉ量に比べて１％以上高く、溶接金属部及び母材の溶
   接熱影響部を含むシーム溶接部の組織がベイナイト・マ
   ルテンサイトからなることを特徴とする請求項１に記載
   のシーム溶接部の低温靱性の優れた超高強度溶接鋼管。
3. 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 を含有し、さらに重量％で、Ｂ：０．００３０％以下、
   Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｖ：０．１０％以下、
   Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃａ：０．
   ０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００
   ６％以下の１種または２種以上を含有し、残部が鉄およ
   び不可避的不純物からなる鋼板の両端部を付き合わせた
   後、該付き合わせ部を、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．
   １２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４%
   を含有しＦｅを主成分とする溶接ワイヤーを用いて、外
   面から仮付け溶接を行った後、該仮付け溶接部を、重量
   ％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以
   下、Ｍｎ：１．２〜２．４% 、Ｎｉ：４．０〜８．５
   ％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上の合計量３．０
   〜５．０％を含有し、かつＮｉ量が前記鋼板のＮｉ量に
   比べて１％以上高いＦｅを主成分とする溶接ワイヤーお
   よびフラックスを用いて、溶接によって形成される内面
   溶接金属部と外面溶接金属部の間隔が０ｍｍ超であり、
   かつ、内面溶接金属部と外面溶接金属部が前記仮付け溶
   接によって形成される仮付け溶接金属部とそれぞれ重複
   するように、前記仮付け溶接部を内面及び外面から本溶
   接を行うことを特徴とするシーム溶接部の低温靱性の優
   れた超高強度溶接鋼管の製造方法。
4. 【請求項４】 前記本溶接において、仮付け溶接部を内
   面及び外面からそれぞれ２パス以上の溶接を行うことを
   特徴とする請求項３に記載のシーム溶接部の低温靱性の
   優れた超高強度溶接鋼管の製造方法。
5. 【請求項５】 前記仮付け溶接として、ＭＡＧアーク溶
   接、ＭＩＧアーク溶接、ＴＩＧアーク溶接の何れか１つ
   の方法を用い、前記本溶接として、サブマージアーク溶
   接、ＭＡＧアーク溶接、ＭＩＧアーク溶接、ＴＩＧアー
   ク溶接の何れか１つの方法を用いることを特徴とする請
   求項３または４のいずれかに記載のシーム溶接部の低温
   靱性の優れた超高強度溶接鋼管の製造方法。