JP5251089B2

JP5251089B2 - 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法

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Publication number: JP5251089B2
Application number: JP2007309477A
Authority: JP
Inventors: 卓也原; 均朝日
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-12-04
Filing date: 2007-11-29
Publication date: 2013-07-31
Anticipated expiration: 2027-11-29
Also published as: EP2105513B1; BRPI0719716B1; EP2105513A4; WO2008069335A1; RU2009125552A; JP2008163456A; EP2105513A1; KR101119239B1; CN101548026A; BRPI0719716A2; KR20090055637A; US20100003535A1; CN101548026B; RU2427663C2; US8084144B2

Description

本発明は、原油及び天然ガス輸送用のラインパイプに好適な、低温靭性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管に関する。

現在、原油及び天然ガスの長距離輸送用の幹線パイプラインの素材として、米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ７０（引張強さ５６４ＭＰａ以上）以上、更には、Ｘ８０（引張強さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプ用鋼管が実用化されている。近年、原油及び天燃ガスの輸送の効率化のために、パイプラインの内圧の高圧化が検討されており、これに伴い、引張強さが６００ＭＰａ以上である、Ｘ７０以上、更には、Ｘ８０以上の高強度ラインパイプ用鋼管の厚肉化が要求されている。

これに対して、制御圧延及び制御冷却によって金属組織を微細なベイナイトとして、強度及び靭性が良好な厚鋼板を製造する方法が提案されている（例えば、特許文献１〜３）。このような従来のＸ８０以上の高強度ラインパイプの肉厚は、せいぜい２５ｍｍ未満であり、２５ｍｍ以上や、３０ｍｍ以上の厚肉のラインパイプは要求されていなかった。

一般に、厚鋼板を製造する際には、板厚の中央部で、制御圧延による圧下が不十分になり易く、また、制御冷却による冷却速度を確保することも難しくなる。更に、厚肉の鋼管を製造する際には、厚鋼板をＵＯ工程によって管状に成形した後、端部同士を突き合わせて、アーク溶接によるシーム部の溶接を行う。このシーム溶接は、鋼管が厚肉化すると大入熱となり、溶接熱影響部（ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ、ＨＡＺという。）の粒径が粗大化するため、低温靭性の低下が重要な問題になる。

高強度ラインパイプ用鋼管のＨＡＺの低温靭性を向上させる技術については、粒内変態を利用してＨＡＺの組織を微細化する方法が提案されている（例えば、特許文献４〜６）。特許文献４に提案された方法は、酸化物を核としてアシキュラーフェライトを生成させるものであり、特許文献５及び６に提案された方法は、酸化物、硫化物との複合介在物を核として粒内ベイナイトを生成させるものである。

この粒内ベイナイトの利用は、ＨＡＺの低温靭性の向上に、極めて効果的である。しかし、鋼管の厚肉化によって冷却速度が低下するとベイナイトへの変態が不十分になり、粒内フェライトが生成し、強度が低下する。そのため、低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管の厚肉化は困難であった。

特開２０００−２５６７７７号公報特開２００４−７６１０１号公報特開２００４−１４３５０９号公報特開平０８−３２５６３５号公報特開２００１−３５５０３９号公報特開２００３−１３８３４０号公報

本発明者らは、板厚が２５ｍｍ以上、引張強さ（ＴＳ）が６００ＭＰａ以上である、Ｘ７０や、Ｘ８０以上の高強度ラインパイプ用の厚鋼板を試作した。その結果、鋼板の板厚の増加に起因する問題が予想よりも遥かに重大であることがわかった。特に、板厚の中央部では、制御圧延による圧下及び制御冷却による冷却速度が不十分になり、鋼板の表層部に比べて、靭性が著しく低下する。更に、鋼板の板厚中央部の金属組織を調査した結果、高強度ラインパイプ用厚鋼板では、板厚の中央部を微細なベイナイト組織とすることは極めて困難であるという知見が得られた。

本発明は、このような従来技術から予想できなかった課題を解決するものであり、特に、肉厚が２５ｍｍ以上、更には３０ｍｍ以上であっても、優れたＨＡＺの低温靱性を確保することが可能な、低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法を提供するものである。

本発明は、Ｃ及びＡｌを低減し、適量のＭｏ及びＢを添加して焼入れ性を高め、焼入れ性の指標である炭素当量Ｃｅｑ及び溶接性の指標である割れ感受性指数Ｐｃｍを最適な範囲に制御し、母材鋼板及び溶接鋼管のＨＡＺをベイナイトが主体である微細な金属組織とし、更に、Ｔｉの酸化物を核として生成する粒内ベイナイトを利用して、特にＨＡＺの有効結晶粒径の微細化を図った、低温靭性が良好な高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管であり、その要旨は以下のとおりである。

（１）管状に成形された母材鋼板をシーム溶接した鋼管であって、前記母材が、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０５０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｏ：０．０００１〜０．００８０％を含み、Ｐ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０２０％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０であり、下記（式３）を満足し、前記母材鋼板の金属組織が面積率で２０％以下のポリゴナルフェライトと面積率で８０％以上のベイナイトからなり、有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、溶接熱影響部の有効結晶粒径が１５０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。

Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
・・・（式１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（式２）
１０Ｃ＋１００Ａｌ＋５Ｍｏ＋５Ｎｉ＜３．３・・・（式３）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ａｌは、各元素の含有量［質量％］である。

（２）前記母材鋼板の肉厚が２５〜４０ｍｍであることを特徴とする上記（１）に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
（３）前記鋼管の周方向を引張方向とする、前記母材鋼板の引張強度が６００〜８００ＭＰａであることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。

（４）前記母材鋼板が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜５．００％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
（５）前記母材鋼板が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０２〜１．５０％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
（６）前記母材鋼板が、さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％、Ｗ：０．０１〜０．５０％のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。

（７）溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｎｉ：０．２〜３．２％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：０．２〜２．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、Ｏ：０．０００１〜０．０５００％を含み、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする上記（１）〜（６）の何れか１項に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。

（８）鋼を溶製する際に、Ｓｉ、Ｍｎを添加して弱脱酸を行った後、Ｔｉを添加して、上記（１）、（４）〜（６）の何れか１項に記載の成分に調整した鋼を鋳造し、得られた鋼片を１０００℃以上に加熱し、９００℃以下から圧延終了までの圧下比を２．５以上として熱間圧延し、停止温度を６００℃以下とする水冷を行い、得られた鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、突合せ部の内外面から、入熱が４．０〜１０．０ｋＪ／ｍｍであるサブマージドアーク溶接を行い、その後、拡管することを特徴とする低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。

（９）シーム溶接部を熱処理することを特徴とする上記（８）に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
（１０）シーム溶接部の熱処理を、３００〜５００℃の範囲内で行うことを特徴とする上記（９）に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。

本発明により、特に、肉厚が２５ｍｍ以上、更には３０ｍｍ以上であっても、ラインパイプ用鋼管の母材鋼板、特に、母材鋼板の肉厚の中央部及びＨＡＺの低温靱性を確保することが可能になり、低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法の提供が可能になるため、産業上の貢献が顕著である。

本発明は、Ｃの含有量を低下させ、金属組織を、ベイナイトを主体とする低温変態組織として靭性を向上させた鋼材を基に、Ｂを添加して焼入れ性を高め、粒内ベイナイトを活用し、特に、ＨＡＺの有効結晶粒径を微細化し、低温靭性の向上を図った溶接鋼管である。即ち、本発明は、Ａｌ量を低減させ、酸素量を制御して適量のＴｉを添加し、粒内変態の生成核として極めて有効に作用する微細介在物を分散させ、これを粒内変態の生成核として利用し、母材鋼板の有効結晶粒径を微細化したことを最大の特徴とするものである。なお、以下では、母材鋼板を単に鋼板ともいい、溶接鋼管を単に鋼管ともいう。

ＨＡＺの粒内ベイナイトは、上述の微細介在物を生成核として、高温で粒内変態によって生じた粒内フェライトを、冷却時に変態させたものである。したがって、Ｍｏ及びＢの添加量と焼入れ性指標Ｃｅｑ及び溶接性指標Ｐｃｍを最適な範囲とすることは、本発明のように肉厚が厚い鋼管、即ち、冷却速度が遅くなっても、粒内ベイナイトを生成させるために極めて有効である。この粒内ベイナイトの生成により、強度を低下させることなく、ＨＡＺの低温靭性が顕著に向上する。また、粒内ベイナイトは、ＨＡＺの軟化の抑制にも寄与する可能性がある。

粒内ベイナイトの生成のメカニズムについては、以下のように考えられる。陽イオン空孔型の酸化物は、Ｍｎのイオンを多く取り込むことが可能であり、また、酸化物にはＭｎＳが複合析出し易い。そのため、酸化物及び硫化物の回りにはＭｎの欠乏層が生成する。このＭｎ欠乏層は、金属組織がオーステナイト相になるような高温に鋼を加熱して冷却する場合、変態の核として作用し、通常は、花弁状の粒内フェライトが生成する。この粒内フェライトは、冷却速度が速い場合や焼き入れ性が高い場合には、過冷度が大きいので、冷却時にベイナイトに変態し、粒内ベイナイトとなる。

陽イオン空孔型の酸化物の代表は、Ｔｉを主成分とする微細な酸化物であり、これを核にして花弁状の粒内ベイナイトが生成する。また、このＴｉを主成分とする微細な酸化物には、更に、Ｍｎを主成分とする微細な硫化物が複合析出することもある。なお、鋼の成分組成によっては、酸化物にＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｃａの１種又は２種以上が含有され、硫化物にＣａ、Ｃｕ、Ｍｇの１種又は２種以上が含有される場合がある。これらの、粒内ベイナイトの核となる介在物のサイズについては、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭという。）により測定することが可能であり、直径が０．０１〜５μｍの範囲であることが好ましい。

ＨＡＺに粒内ベイナイトが多く生成すると、破壊の起点となるマルテンサイトとオーステナイトとの混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ＡｕｓｔｅｎｉｔｅＣｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、ＭＡという。）が微細化し、低温靭性が大きく向上する。Ｃ量を０．０５％以下に抑えて、微細介在物を分散させると、粒内ベイナイトが生成して、粒内の組織が細分化され、シャルピー破面単位、即ち有効結晶粒径が極めて小さくなる。更に、粒内ベイナイトは、粒内フェライトよりも硬質であるため、粒内ベイナイトの生成によって、ＨＡＺの軟化が抑制される可能性がある。

高強度ラインパイプ用溶接鋼管の肉厚の中央部（肉厚の１／２の部分の近傍であり、１／２ｔ部という。）のＨＡＺでは、図１に模式的に示したように、再熱ＨＡＺの旧オーステナイト粒界に沿って存在する粗大なＭＡが破壊の起点になり、靭性を損なうことがある。再熱ＨＡＺとは、先行溶接の溶融線近傍の溶接金属及びＨＡＺが、後行溶接によって再加熱された部位である。通常、ＨＡＺは、溶接時の入熱によって多少異なるものの、溶融線から１０ｍｍ以内の部位であり、例えば、溶融線から１ｍｍ又は２ｍｍの位置にノッチを設けた場合、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは、５０Ｊ未満になることがある。特に、肉厚が２５ｍｍ以上になると、高強度ラインパイプ用溶接鋼管のＨＡＺの靭性を向上させることは困難である。

本発明者らは、ＨＡＺの有効結晶粒径の微細化及びＭＡの生成の抑制による低温靭性の向上について検討を行った。まず、種々の成分組成からなる鋼材から試料を採取し、肉厚が２５〜４０ｍｍの鋼管の製造における突合せ部のサブマージドアーク溶接を想定し、再熱ＨＡＺの熱履歴を模擬した熱処理（再熱ＨＡＺ再現試験という。）を施した。これは、鋼材を１４００℃に加熱して直ちに室温まで冷却し、更に７５０℃に加熱して直ちに室温まで冷却し、冷却時の８００℃から５００℃までの冷却速度を２〜１５℃／ｓとするものである。再熱ＨＡＺ再現試験後の鋼材から、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して、Ｖノッチ試験片を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。再熱ＨＡＺ再現試験によって評価された靭性の結果を図２に示す。

図２は、１０Ｃ＋１００Ａｌ＋５Ｎｉ＋５Ｍｏと模擬試験によって得られた再熱ＨＡＺの−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示すものである。本発明者らは、ＭＡの生成に影響を及ぼすＣ、Ｍｏ及びＮｉと、粒内変態に影響を及ぼすＡｌとが再現ＨＡＺ靭性に及ぼす影響について検討した。更に、得られた結果に基づいて、各元素の添加量と効果の関係を一次回帰し、再現ＨＡＺ靭性と相関のある、１０Ｃ＋１００Ａｌ＋５Ｎｉ＋５Ｍｏという指標を得た。図２から、１０Ｃ＋１００Ａｌ＋５Ｎｉ＋５Ｍｏを３．３未満に抑えると、−４０℃での再熱ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーは５０Ｊ以上になることが明らかとなった。なお、本発明者らは、鋼板を冷間で成形して鋼管を製造する際の加工硬化の影響についても確認を行った。その結果、ＴＳは２０〜３０ＭＰａ程度上昇することがあり、靭性は、板厚の中央部でも、表層部でも、影響は小さく、測定誤差程度であった。

この再熱ＨＡＺの低温靭性が良好である試料の有効結晶粒径をＥＢＳＰ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇＰａｔｔｅｒｎ）によって測定した結果、１５０μｍ以下であることがわかった。また、金属組織及び介在物を調査した結果、Ｔｉを主成分とする微細な酸化物、複合酸化物、複合硫化物が生成しており、これらを析出核として、ＨＡＺに粒内ベイナイトが生成していることが明らかになった。即ち、ＨＡＺの有効結晶粒径は、粒内ベイナイトの生成によって１５０μｍ以下となり、低温靭性が良好になる。

次に、本発明者らは母材鋼板の靱性を満足させるために鋭意研究を行った。これは、肉厚が２５ｍｍ以上になると、未再結晶温度域での圧下比を確保できず、１／２ｔ部の結晶粒径が、粗大化し、シャルピーエネルギーが低下する問題が生じたためである。本発明者らは、検討の結果、ポリゴナルフェライトの面積率を２０％以下、ベイナイトの面積率を８０％以上にし、母材鋼板の有効結晶粒径を２０μｍ以下にすると、母材鋼板の強度及び靭性が向上し、特に、板厚中心部の靭性低下の抑制が可能であることを見いだした。具体的には、表層近傍、即ち鋼材の表面から約２〜１２ｍｍの位置から採取した試験片の−４０℃でのシャルピー吸収エネルギ−が２００Ｊ以上になり、１／２ｔ部、即ち、肉厚のほぼ中央から採取した場合のシャルピーエネルギ−を１００Ｊ以上とすることができる。なお、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳＺ２２４２に準拠し、Ｖノッチ試験片を採取して、−４０℃で実施した。

本発明のＴｉを主成分とする微細な酸化物、複合酸化物、複合硫化物は、ＨＡＺの粒内ベイナイトの生成だけでなく、母材鋼板の有効結晶粒径の微細化にも有効である。特に、従来は困難であった、母材鋼板の１／２ｔ部における有効結晶粒径の微細化が、Ｔｉを主成分とする微細な酸化物、複合酸化物、複合硫化物によって可能になった。この理由については、以下のように考えられる。

まず、未再結晶温度域での圧下が確保されている場合には、通常の粒界からの変態が促進されるため、酸化物、複合酸化物、複合硫化物から粒内変態することは難しい。これは、圧下の確保によって結晶粒径が小さくなると、粒内変態に比べて、粒界から核生成したベイナイトの成長速度が大きくなりすぎるためであると考えられる。即ち、粒内変態が生成する前に、粒界からの変態が完了してしまうと考えられる。

一方、未再結晶温度域での圧下比が不十分な場合には特に、板厚中心部において、結晶粒径が粗大化するため、粒界から核生成したベイナイトの成長も遅くなる。そのため、粒内では、Ｔｉを主体とする酸化物、複合酸化物、複合硫化物からの粒内変態により、有効結晶粒径が微細化したものと考えられる。また、微細な酸化物が、ピンニング粒子として作用し、結晶粒の成長を抑制することも、母材鋼板の有効結晶粒径の微細化に有効であると考えられる。

そのため、本発明では、製鋼工程における酸素量の制御が極めて重要である。特に、鋼の成分組成を調整する際には、Ｓｉ、Ｍｎを、含有量が上述した範囲になるように添加して弱脱酸を行った後、Ｔｉを添加することが必要である。Ｔｉを添加する際の酸素濃度は０．００１〜０．００３％とすることが好ましい。これにより、粒径が０．０１〜１０μｍ、面積１μｍ²当たりの個数が、１０〜１０００個／ｍｍ²のＴｉ酸化物、具体的には、Ｔｉ₂Ｏ₃を分散させることができる。これにより、粒内変態の生成が促進され、母材鋼板及び溶接鋼管のＨＡＺの有効結晶粒径が微細化する。

このような製鋼工程により成分組成を調整し、鋳造して得られた鋼片を熱間圧延する際に、９００℃から圧延終了までの圧下比を２．５以上、好ましくは３．０以上とすることにより、母材鋼板の有効結晶粒径を２０μｍ以下とすることが可能である。

有効粒径はＥＢＳＰを用いて、１５°以上の結晶方位差を有する境界で囲まれる部分の面積を円相当径に換算した値である。また、ポリゴナルフェライトとは光学顕微鏡組織では、粒内に粗大なセメンタイトやＭＡなどの粗大な析出物を含まない白い塊状の組織として観察される。母材鋼板の光学顕微鏡組織では、ポリゴナルフェライト及びベイナイトの残部として、マルテンサイト、残留オーステナイト、ＭＡを含むことがある。

本発明において、ベイナイトは、ラス若しくは塊状フェライト間に炭化物が析出したもの、又はラス内に炭化物が析出した組織と定義される。更に、マルテンサイトは、ラス間又はラス内に炭化物が析出していない組織である。残留オーステナイトは、高温で生成したオーステナイトが母材鋼板又は溶接鋼管に残留したオーステナイトである。

更に、溶接部の熱処理により、ＨＡＺの旧オーステナイト粒界に沿って生成した粗大なＭＡが微細なセメンタイトに分解するため、低温靱性が向上する。これにより、より低温での１／２ｔ部の会合部又は会合部＋１ｍｍでの靭性が向上し、例えば、溶接部を３００〜５００℃の温度に加熱すると、−４０℃という低温でのＶノッチシャルピー吸収エネルギーを５０Ｊ以上にすることができる。したがって、−４０℃以下での極低温で使用する場合には、粒内ベイナイトを生成させた組織を更に熱処理し、粒内ベイナイトとセメンタイトの混合組織にすることが好ましい。

以下、本発明の母材鋼板の限定理由について述べる。なお、ＨＡＺは、溶接の際に溶解しない熱影響部であるから、ＨＡＺの成分は母材と同じである。

Ｃ：Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であるが、本発明では、Ｃの含有量を制限し、ベイナイトを主体とする金属組織を得て、高強度と高靭性の両立を図っている。Ｃ量が０．０１０％よりも少ないと強度が不十分であり、０．０５０％を超えると靭性が低下する。そのため、本発明において、最適なＣ量は、０．０１０〜０．０５０％の範囲とする。

Ｓｉ：Ｓｉは本発明において重要な脱酸元素であり、効果を得るには、鋼中に０．０１％以上のＳｉを含有させることが必要である。一方、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えるとＨＡＺの靱性が低下するので、上限を０．５０％とする。

Ｍｎ：Ｍｎは、脱酸剤として使用され、母材鋼板の強度及び靱性の確保に必要であり、更に、粒内変態の生成核として有効なＭｎＳ等の硫化物を生成する元素であり、本発明において極めて重要である。これらの効果を得るには、０．５０％のＭｎを含有させる必要があるが、Ｍｎの含有量が２．００％を超えるとＨＡＺの靱性を損なう。したがって、Ｍｎの含有量の範囲を０．５０〜２．００％とする。なお、Ｍｎは安価な元素であることから、焼入れ性を確保するために１．００％以上を含有させることが好ましく、最適な下限は１．５０％以上である。

Ｐ：Ｐは不純物であり、０．０５０％超を含有すると母材鋼板の靱性を著しく低下させる。したがって、Ｐの含有量の上限を０．０５０％とした。ＨＡＺの靭性を向上させるには、Ｐの含有量を０．０１０％以下とすることが好ましい。

Ｓ：Ｓは本発明において、粒内変態の生成核として有効なＭｎＳ等の硫化物を生成する重要な元素である。Ｓの含有量が０．０００１％未満になると、硫化物の生成量が低下して粒内変態が顕著に生じないため、０．０００１％以上とすることが必要である。一方、母材鋼板中に０．００５０％超のＳが含有されると粗大な硫化物を生成して、靱性を低下させるため、Ｓ量の上限を０．００５０％以下とする。ＨＡＺの靭性を向上させるには、Ｓ量の上限を０．００３０％以下とすることが好ましい。

Ａｌ：Ａｌは脱酸剤であるが、本発明においては、Ｔｉの酸化物を微細に分散させるために、Ａｌ量の上限を０．０２０％以下に制限することが極めて重要である。また、粒内変態の生成を促進させるには、Ａｌ量を０．０１０％以下にすることが好ましい。更に好ましい上限は、０．００８％以下である。

Ｔｉ：Ｔｉは、本発明においては、粒内変態の生成核として有効に作用するＴｉの酸化物を微細に分散させるため、極めて重要な元素である。しかし、Ｔｉ過剰に含有させると、炭窒化物を生じて靱性を損なう。したがって、本発明においては、Ｔｉの含有量を０．００３〜０．０３０％とすることが必要である。また、Ｔｉは強力な脱酸剤であるため、Ｔｉを添加する際の酸素量が多いと、粗大な酸化物を生成する。そのため、製鋼時には、予め、Ｓｉ、Ｍｎにより脱酸を行い、酸素量を低下させておくことが必要である。Ｔｉの酸化物が粗大化すると、粒内変態が生じ難くなり、粒界をピンニングする効果も小さくなるため、母材鋼板及び溶接鋼管のＨＡＺの有効結晶粒径が粗大になることがある。

Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、炭窒化物を形成して、強度の向上に有効な元素であり、その効果を得るためには、０．１０％以上の添加が必要である、一方、１．５０％を超えるＭｏを添加すると、靱性が低下するため、Ｍｏ量の上限を１．５０％以下とする。

Ｂ：Ｂは、鋼中に固溶すると焼入れ性を増加させる元素であるが、過剰に添加すると、粗大なＢＮを生じ、特にＨＡＺの靭性を低下させるため、Ｂ量の上限を０．００３０％とする。本発明の溶接鋼管は、焼入れ性を高めるＢを０．０００３％以上添加し、焼入れ性の指標である炭素当量Ｃｅｑ及び溶接性の指標である割れ感受性指数Ｐｃｍを最適な範囲に制御して強度及び溶接性を確保するものである。なお、０．０００３％以上のＢの添加は、粒界からのフェライトの生成の抑制にも有効である。また、Ｂの積極的な添加により、微細なＢＮを生じると、固溶Ｎの低下に伴ってＨＡＺの靱性が向上するため、Ｂ量を０．０００５％超とすることが好ましい。

Ｏ：酸素は鋼中に不可避的に含有される元素であるが、本発明においては、Ｔｉを含有する酸化物を生成させるために、Ｏ量を制限する必要がある。鋳造時に鋼中に残存する酸素量、即ち、鋼材中のＯ量は、０．０００１〜０．００８０％とすることが必要である。これは、Ｏ量が０．０００１％未満では酸化物の個数が十分とはならず、０．００８０％を超えると粗大な酸化物が多くなり、母材鋼板及び溶接鋼管のＨＡＺの靭性を損なうためである。また、酸素量の増加によってＴｉを主体とする酸化物が粗大になると、母材鋼板及び溶接鋼管のＨＡＺの有効結晶粒径が粗大になることがある。

更に、強度及び靱性を向上させる元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａのうち、１種又は２種以上を添加しても良い。また、これらの元素は、含有量が好ましい下限未満の場合は、特に悪影響を及ぼすことはないため、不純物と見做すことができる。

Ｃｕ、Ｎｉ：Ｃｕ及びＮｉは、靱性を低下損なうことなく強度を上昇させる有効な元素であり、効果を得るためには、Ｃｕ量、Ｎｉ量の下限を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ量の上限は、鋼片加熱時及び溶接時の割れの発生を抑制するために、１．５０％とすることが好ましい。Ｎｉ量の上限は、過剰に含有させると溶接性を損なうため、５．００％とすることが好ましい。なお、ＣｕとＮｉは、表面疵の発生を抑制するために、複合して含有させることが好ましい。また、コストの観点からは、Ｃｕ及びＮｉの上限を、１．００％以下とすることが好ましい。

Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ：Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａは、炭化物、窒化物を生成し、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素であり、１種又は２種以上を含有させても良い。強度を効果的に上昇させるためには、Ｃｒ量の下限は０．０２％、Ｖ量の下限は０．０１０％、Ｎｂ量の下限は０．００１％、Ｚｒ量、Ｔａ量の下限は、共に０．０００１％とすることが好ましい。一方、Ｃｒを過剰に添加すると、焼入れ性の向上により強度が上昇し、靱性を損なうことがあるため、Ｃｒ量の上限を１．５０％とすることが好ましい。また、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａを過剰に添加すると、炭化物、窒化物が粗大化し、靱性を損なうことがあるため、Ｖ量の上限を０．１００％、Ｎｂ量の上限を０．２００％、Ｚｒ量、Ｔａの上限を共に０．０５００％とすることが好ましい。

更に、介在物の形態を制御して、靭性の向上を図るため、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｗのうち１種又は２種以上を添加しても良い。また、これらの元素も、含有量が好ましい下限未満の場合は、特に悪影響を及ぼすことはないため、不純物と見做すことができる。

Ｍｇ：Ｍｇは酸化物の微細化や、硫化物の形態制御に効果を発現する元素である。特に、微細なＭｇの酸化物は粒内変態の生成核として作用し、また、ピニング粒子として粒径の粗大化を抑制する効果を得るために、０．０００１％以上を添加することが好ましい。一方、０．０１００％を超える量のＭｇを添加すると、粗大な酸化物が生成して、母材鋼板及び溶接鋼管のＨＡＺの靱性を低下させることがあるため、Ｍｇ量の上限を０．０１００％とすることが好ましい。

Ｃａ、ＲＥＭ：Ｃａ及びＲＥＭは硫化物の形態の制御に有用であり、粒化物を生成して圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する元素である。この効果を得るためには、Ｃａ量、ＲＥＭ量の下限を、共に、０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ量、ＲＥＭ量の上限は、０．００５０％を超えると、酸化物が増加して、微細なＴｉ含有酸化物が減少し、粒内変態の生成を阻害することがあるため、０．００５０％以下とすることが好ましい。

Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｗ：Ｙ、Ｈｆ、Ｗ、Ｒｅも、Ｃａ、ＲＥＭと同様の効果を発現する元素であり、過剰に添加すると粒内変態の生成を阻害することがある。そのため、Ｙ量、Ｈｆ量、Ｒｅ量の好ましい範囲は、それぞれ、０．０００１〜０．００５０％であり、Ｗ量の好ましい範囲は、０．０１〜０．５０％である。

更に、本発明においては、母材鋼板及び溶接鋼管のＨＡＺの焼入れ性を確保して、母材鋼板のベイナイトの面積率を８０％以上とし、ＨＡＺに粒内ベイナイトを生成させるため、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量［質量％］から計算される、下記（式１）の炭素当量Ｃｅｑを０．３０〜０．５３とする。

Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
・・・（式１）
また、母材鋼板及び溶接鋼管のＨＡＺの低温靭性を確保するために、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの含有量［質量％］から計算される、下記（式２）の割れ感受性指数Ｐｃｍを０．１０〜０．２０とする。

Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（式２）
更に、ＨＡＺの低温靭性の確保のためには、上述のように、Ｃ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｎｉの含有量［質量％］が下記（式３）を満足することが必要である。

１０Ｃ＋１００Ａｌ＋５Ｍｏ＋５Ｎｉ＜３．３・・・（式３）
なお、選択的に含有される元素である、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖが、上述した好ましい下限未満である場合は不純物であるから、上記（式１）〜（式３）においては、０として計算する。

溶接鋼管となる母材鋼板の金属組織は、ベイナイトの面積率が８０％以上、ポリゴナルフェライトの面積率が２０％以下であれば、強度と靭性とのバランスが良好になる。また、Ｔｉを主体とする酸化物の生成により、有効結晶粒径を２０μｍ以下とすれば、母材鋼板の靱性が良好になる。なお、ポリゴナルフェライトは、母材鋼板の有効結晶粒径の微細化にも有効であり、面積率を３％以上にすることが好ましい。また、母材鋼板の肉厚は、２５ｍｍ以上、鋼管の周方向に対応する方向の引張強度は６００ＭＰａ以上であることが好ましい。これは、ラインパイプとして使用する際に、内圧による破断を防止するためである。なお、内圧を高めることが必要である場合には、母材鋼板の肉厚を３０ｍｍ以上とすることが好ましい。一方、母材鋼板の肉厚は４０ｍｍ以下、鋼管の周方向に対応する方向の引張強度は８００ＭＰａ以下とすることが好ましい。これは、肉厚の増加、引張強度の上昇により、鋼板をＵＯ工程で成形する際の負荷が増大するためである。なお、通常、鋼管の周方向に対応する方向とは、母材鋼板の板幅方向である。

次に、製造方法について説明する。

上述の製鋼工程で鋼を溶製した後、鋳造して鋼片とする。鋳造は常法で行えば良いが、生産性の観点から連続鋳造が好ましい。鋼片は熱間圧延のために加熱される。

熱間圧延の加熱温度は１０００℃以上とする。これは、熱間圧延を鋼の組織がオーステナイト単相になる温度、即ちオーステナイト域で行い、母材鋼板の結晶粒径を微細にするためである。上限は規定しないが、有効結晶粒径の粗大化抑制のためには、再加熱温度を１２５０℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延は加熱炉から抽出後、直ちに開始しても良いため、熱間圧延の開始温度は特に規定しない。母材鋼板の有効結晶粒径を微細化するためには、９００℃超の再結晶域での圧下比を２．０以上とすることが好ましい。再結晶域での圧下比は、鋼片の板厚と９００℃での板厚との比である。

次に、９００℃以下の未再結晶域での圧下比を２．５以上にすれば、水冷後、母材鋼板の有効結晶粒径が２０μｍ以下になる。母材鋼板の有効結晶粒径を更に微細にするには、９００℃以下の未再結晶域での圧下比を３．０以上とすることが好ましい。なお、本発明において、未再結晶域圧延の圧下比とは、９００℃での板厚を圧延終了後の板厚で除した比である。

また、未再結晶域及び再結晶域での圧下比の上限は規定しないが、圧延前の鋼片の板厚と圧延後の鋼板の板厚を考慮すると、通常、１２．０以下である。

圧延終了温度は、母材鋼板の組織がオーステナイト単相になる温度以上で熱間圧延を行うことが好ましい。即ち、圧延終了温度は、Ａｒ₃以上とすることが好ましいが、圧延時に少量のポリゴナルフェライトが生成しても構わないため、Ａｒ₃−５０℃以上としても良い。

Ａｃ₃及びＡｒ₃は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｖ、Ｔｉの含有量［質量％］により、計算することができる。

Ａｃ₃＝９１０−２０３√Ｃ−１５．２Ｎｉ＋４４．７Ｓｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ
＋１３．１Ｗ−３０Ｍｎ−１１Ｃｒ−２０Ｃｕ＋７００Ｐ＋４００Ａｌ
＋４００Ｔｉ
Ａｒ₃＝９１０−３１０Ｃ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ−８０Ｍｎ−１５Ｃｒ−２０Ｃｕ
更に、圧延終了後水冷を実施するが、水冷停止温度を６００℃以下にすれば、上述した金属組織が得られ、母材鋼板の靱性が良好になる。水冷停止温度の下限は規定せず、室温まで水冷しても良いが、生産性や水素性欠陥を考慮すると、１５０℃以上とすることが好ましい。本発明の鋼はＢを含有し、焼入れ性を高めた成分組成を有するため、圧延終了後、空冷した場合でもベイナイトは生成し易いものの、成分組成や、加熱温度によっては、ポリゴナルフェライトを生じて、ベイナイトの面積率が８０％未満になることがある。

母材鋼板を管状に成形した後、突合せ部をアーク溶接し、溶接鋼管とする場合、成形は、母材鋼板をＣプレス、Ｕプレス、ＯプレスするＵＯＥ工程が好ましい。

アーク溶接は、溶接金属の靭性と生産性の観点から、サブマージドアーク溶接を採用することが好ましい。特に、肉厚が２５〜４０ｍｍまでの溶接鋼管を製造する際には、内外面からのサブマージドアーク溶接の入熱を、４．０〜１０．０ｋＪ／ｍｍとすることが好ましい。この範囲の入熱であれば、上述した成分組成を有する本発明の溶接鋼管では、ＨＡＺに粒内ベイナイトを生じて、ＨＡＺ有効結晶粒径が１５０μｍ以下となり、優れた低温靭性が得られる。

特に、内外面から１パスずつサブマージドアーク溶接を行う場合、入熱を４．０ｋＪ／ｍｍ未満とすると、内面金属と外面金属との間に、本溶接に先立って行う仮付け溶接の溶接金属が残留することがある。また、サブマージドアーク溶接の入熱を、１０．０ｋＪ／ｍｍ以下にすれば、２５〜４０ｍｍの肉厚の鋼管でも、ＨＡＺの旧オーステナイト粒径を５００μｍ以下とすることが可能であり、靭性の向上のために有効である。なお、内面から溶接する際の入熱と、外面から溶接する際の入熱とを、同じ条件にする必要はなく、多少の入熱差があってもよい。

内外面からのサブマージドアーク溶接の入熱を、４．０〜１０．０ｋＪ／ｍｍにすると、鋼管の肉厚が２５〜４０ｍｍの場合、ＨＡＺの冷却時の８００℃から５００℃までの冷却速度は、２〜１５℃／ｓとなる。このような通常よりも遅い冷却速度でも、上述した成分組成を有する本発明の溶接鋼管では、ＨＡＺに粒内ベイナイトを生じて、ＨＡＺの有効結晶粒径が１５０μｍ以下となり、優れた低温靭性が得られる。

また、溶接に使用するワイヤーは、母材鋼板による成分の希釈を考慮し、溶接金属の成分組成を後述する範囲とするために、以下の成分とすることが好ましい。即ち、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．１２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｉ：２．０〜８．５％を含有し、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上をＣｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜５．０％の範囲で含有し、更に、Ａｌ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．０５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成である。必要に応じて、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含んでも良い。

更に、溶接金属の成分組成について述べる。

Ｃは、強度向上に極めて有効な元素であり、０．０１０％以上を含有することが好ましい。しかし、Ｃ量が多すぎると溶接低温割れが発生し易くなり、特に、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が硬化して靭性を損なうことがある。そのため、Ｃ量の上限を０．１００％とすることが好ましい。溶接金属の靭性を向上させるためには、上限を０．０５０％以下とすることが更に好ましい。

Ｓｉは、溶接欠陥であるブローホールの発生を防止するため、０．０１％以上を含有させることが好ましい。一方、過剰に含有すると低温靱性を著しく劣化させるため、上限を０．５０％以下とすることが好ましい。特に、複数回の溶接を行う場合には、再熱溶接金属の低温靱性が劣化することがあるため、上限を０．４０％以下とすることが更に好ましい。

Ｍｎは、優れた強度と靱性のバランスを確保するために有効な元素であり、下限を１．０％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｎを多量に含有すると偏析が助長され、低温靱性を劣化させるだけでなく、溶接に使用する溶接ワイヤーの製造も困難になるので、上限を２．０％以下とすることが好ましい。

Ｐ及びＳは不純物であり、溶接金属の低温靱性の劣化、低温割れ感受性の低減のためには、これらの上限を０．０２０％及び０．０１０％とすることが好ましい。なお、低温靭性の観点から、Ｐの更に好ましい上限は０．０１０％である。

Ｎｉは、焼入れ性を高めて強度を確保し、更に、低温靱性を向上させる元素であり、０．２％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｎｉの含有量が多すぎると高温割れを生じることがあるため、上限を３．２％以下とした。

Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、何れも焼入れ性を高める元素であり、溶接金属の高強度のために、これらのうち、１種又は２種以上を合計で０．２％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上の合計が２．５％を超えると低温靭性が劣化することがあるため、上限を２．５％以下とすることが好ましい。

Ａｌは、溶接ワイヤーの製造の際に、精錬及び凝固を良好に行わせるために添加される元素であり、微細なＴｉ系の酸化物を活用して溶接金属の粒径の粗大化を抑制するためには、０．００１％以上のＡｌを含有することが好ましい。しかし、Ａｌは、ＭＡの生成を促進する元素であるため、含有量の好ましい上限は、０．１００％以下である。

Ｔｉは、粒内変態の生成核となる微細な酸化物を生じて、溶接金属の粒径の微細化に寄与する元素であり、０．００３％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｔｉを多量に含有するとＴｉの炭化物が多く生成し、低温靱性を劣化させることがあるので上限を０．０５０％以下にすることが好ましい。

Ｏは、不純物であり、溶接金属に最終的に残存する酸素量は、０．０００１％以上であることが多い。しかし、Ｏ量が、０．０５００％を超えて残存した場合は、粗大な酸化物が多くなり、溶接金属の靭性が低下することがあるため、上限を０．０５００％以下とすることが好ましい。

溶接金属は、更に、Ｂを含有しても良い。

Ｂは、溶接金属の焼入れ性を増加させる元素であり、強度を高めるには、０．０００１％以上を含有することが好ましい。一方、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると、靭性を損なうことがあるため、上限を０．００５０％以下とすることが好ましい。

溶接金属には、母材鋼板からの希釈によって、上記以外の元素、例えば、選択的に母材に添加されるＣｕ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｗなどを含有することがあり、溶接ワイヤーの精錬・凝固を良好に行わせるために必要に応じて添加させたＺｒ、Ｎｂ、Ｍｇ等の元素を含有する場合がある。これらは、不可避的に含有される不純物である。

シーム溶接後、鋼管の真円度を向上させるために、拡管しても良い。鋼管の真円度を拡管によって高める場合、塑性域まで変形させる必要があるため、拡管率を０．７％以上とすることが好ましい。拡管率は、拡管後の鋼管の外周長と拡管前の鋼管の外周長の差を、拡管前の鋼管の外周長で徐した値を百分率で表したものである。拡管率を２％超にすると、母材、溶接部とも塑性変形により、靭性が低下することがある。したがって、拡管率は０．７〜２．０％とすることが好ましい。

また、鋼管の溶接部及びＨＡＺには、熱処理を施すことが好ましく、特に、３００〜５００℃の温度に加熱すると、旧オーステナイト粒界に沿って生成した粗大なＭＡがベイナイトと微細なセメンタイトに分解し、靭性が向上する。加熱温度が３００℃未満では、粗大なＭＡの分解が不十分で、靭性の向上効果が十分でないことがあるため、下限を３００℃以上とすることが好ましい。一方、５００℃超に溶接部を加熱すると、析出物を生じて溶接金属の靭性が劣化することがあるため、上限を５００℃以下とすることが好ましい。再熱ＨＡＺに生成していたＭＡがベイナイトとセメンタイトに分解すると、ＳＥＭによる観察では、形状はＭＡと同様であるが、内部に微細な白い析出物を含有するものとなり、ＭＡと区別することができる。

溶接部及びＨＡＺの熱処理は、外面からバーナーによって加熱すれば良く、高周波加熱を行っても良い。外表面が熱処理温度に到達した後、直ちに冷却しても良いが、ＭＡの分解を促進するためには、１〜６００ｓ保持することが好ましい。しかし、設備のコスト、生産性を考慮すると、保持時間は３００ｓ以下とすることが好ましい。

次に、本発明の実施例について述べる。

Ｔｉを添加する際の酸素濃度を０．００１〜０．００３％の範囲内に調整して、表１の化学成分を有する鋼を溶製し、２４０ｍｍの厚みを有する鋼片とした。これらの鋼片を、表２に示した加熱温度に加熱し、３５〜１４０ｍｍの厚みまで９５０℃以上の再結晶温度域で熱間圧延を行った。更に、９００℃から圧延終了までの温度範囲の未再結晶域での圧下比を、表２に示した圧下比とし、熱間圧延を行った。熱間圧延の終了温度は、Ａｒ₃−５０℃以上とし、７５０℃で水冷を開始し、種々の温度で水冷を停止させた。

得られた鋼板から、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して、板幅方向を長手方向とし、ノッチを板厚方向と平行にして設けたＶノッチ試験片を作製した。シャルピー試験片の採取位置は、表層部、即ち、表面から約２〜１２ｍｍの位置と、１／２ｔ部、即ち、肉厚のほぼ中央とした。シャルピー試験は、−４０℃で行い、吸収エネルギーを求めた。引張特性は、ＡＰＩ規格の試験片を用いて評価した。なお、板厚が２５〜４０ｍｍの母材鋼板を溶接鋼管に成形した場合には、板厚中央部で成形によって導入された歪みの影響が小さいことを有限要素法による解析で確認した。また、実際に、鋼板を冷間で成形して鋼管を製造し、加工硬化の影響について確認を行った結果、ＴＳは２０〜３０ＭＰａ程度上昇することがあり、靭性は、板厚の中央部でも、表層部でも、影響は小さく、測定誤差程度であった。

母材鋼板の板厚中央部のミクロ組織を光学顕微鏡によって観察し、ポリゴナルフェライト、ベイナイトの面積率を測定し、残部組織を確認した。母材の有効結晶粒径はＥＢＳＰによって測定した。

次に、母材鋼板による希釈を考慮し、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．１２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｉ：２．０〜８．５％、Ａｌ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．０５０％以下、を含有し、更に、必要に応じて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上をＣｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜５．０％の範囲で含有し、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する溶接ワイヤーを用いて、溶接入熱を４．０〜１０．０ｋＪ／ｍｍとして内外面から１パスづつでサブマージドアーク溶接を行い、溶接継手を作製した。また、一部の継手には、表２に示す温度で熱処理を施した。なお、溶接金属より試料を採取し、成分分析を行った。溶接金属の引張強度は、ＪＩＳＺ３１１１に準拠して測定した。溶接金属の化学成分及び引張強度を表３に示す。

溶接継手から小片を採取し、ＨＡＺの有効結晶粒径をＥＢＳＰにより測定した。また、介在物を起点にする花弁状に生成したベイナイトを粒内ベイナイトと定義し、面積率を測定した。更に、ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーを、ＪＩＳＺ２２４２に準拠し、Ｖノッチ試験片を用いて、−４０℃で測定した。Ｖノッチは、溶融線から母材側に１ｍｍの位置に設け、測定は−４０℃で行った。また、溶接金属に垂直な幅方向を試験片の長手方向とし、溶接金属が平行部のほぼ中央になるようにして、ＡＰＩ規格の試験片を採取し、引張試験を行って、破断位置の判定を行った。結果を表４に示す。表４の粒内変態組織は、粒内ベイナイトの面積率である。

なお、一部の母材鋼板は、ＵＯ工程、サブマージドアーク溶接、拡管して鋼管とし、ミクロ組織及び機械特性を調査し、母材鋼板及び継手のＨＡＺのミクロ組織及び機械特性と同等であることを確認した。

製造Ｎｏ．１〜１４は本発明例であり、母材鋼板の有効結晶粒径は２０μｍ以下であり、ＨＡＺの有効結晶粒径は１５０μｍ以下である。また、母材鋼板及び溶接鋼管のＨＡＺの−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは５０Ｊを超えており、低温靭性は良好である。これらの本発明例では、継手の引張試験の破断位置が母材であり、ＨＡＺの軟化も問題にはならない。

一方、製造Ｎｏ．１５〜１９及び２２は母材鋼板の成分、溶接金属の成分の一方又は両方が本発明の範囲外であり、鋼Ｎｏ．２０、２１、２４及び２５は母材鋼板の成分が本発明の範囲外であり、製造Ｎｏ．２３、２６及び２７は母材鋼板の製造条件が本発明の範囲外であり、表４に示したように、これらは比較例である。このうち、製造Ｎｏ．１５は、Ｃ量が少なく、ポリゴナルフェライトの面積率が増加し、引張強度が低下した例である。また、製造Ｎｏ．１６及び１７は、それぞれ、Ｃ量及びＭｎ量が多く、強度が大きくなり、母材及びＨＡＺの靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．１８及び１９は、それぞれ不純物であるＰ及びＳの量が多く、靭性が低下した例である。

更に、製造Ｎｏ．２０はＴｉ量が多く、製造Ｎｏ．２１は酸素量が多く、製造Ｎｏ．２２はＴｉ量が少ないため、ＨＡＺの有効結晶粒径が大きくなり、靱性が劣化した例である。製造Ｎｏ．２４は、Ｃｅｑ及びＰｃｍが低いために強度が低下し、製造Ｎｏ．２５はＣｅｑ及びＰｃｍが高いため、母材鋼板の強度が高くなり、靭性が低下し、更に（式３）を満足しないため、ＨＡＺの靭性が低下し、継手の引張試験の結果、ＨＡＺで破断した例である。

また、製造Ｎｏ．２３及び２６は表２に示したように、圧延の圧下比が小さいために、母材鋼板の有効結晶粒径が大きくなり、母材鋼板の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．２７は、熱間圧延後の水冷停止温度が高いために強度が低下した例である。また、製造Ｎｏ．１６、１７及び２５、母材鋼板の強度が高いため、継手の引張試験の結果、ＨＡＺで破断している。

再熱ＨＡＺの模式図である。再熱ＨＡＺの靭性に及ぼす成分の影響を示す図である。

符号の説明

１再熱ＨＡＺ
２マルテンサイトとオーステナイトとの混成物
３旧オーステナイト粒界

Claims

管状に成形された母材鋼板をシーム溶接した鋼管であって、前記母材鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜２．００％、
Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
Ｍｏ：０．１０〜１．５０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
Ｏ：０．０００１〜０．００８０％
を含み、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０２０％以下
に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０であり、下記（式３）を満足し、前記母材鋼板の金属組織が面積率で２０％以下のポリゴナルフェライトと面積率で８０％以上のベイナイトからなり、有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、溶接熱影響部の有効結晶粒径が１５０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
・・・（式１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（式２）
１０Ｃ＋１００Ａｌ＋５Ｍｏ＋５Ｎｉ＜３．３・・・（式３）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ａｌは、各元素の含有量
［質量％］である。
前記母材鋼板の肉厚が２５〜４０ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
前記鋼管の周方向を引張方向とする、前記母材鋼板の引張強度が６００〜８００ＭＰａであることを特徴とする請求項１又は２に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
前記母材鋼板が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．００％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
前記母材鋼板が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０２〜１．５０％、
Ｖ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
前記母材鋼板が、さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｗ：０．０１〜０．５０％
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
溶接金属が、質量％で、
Ｃ：０．０１０〜０．１００％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｎｉ：０．２〜３．２％、
Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：０．２〜２．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、
Ｏ：０．０００１〜０．０５００％
を含み、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
鋼を溶製する際に、Ｓｉ、Ｍｎを添加して弱脱酸を行った後、Ｔｉを添加して、請求項１、４〜６の何れか１項に記載の成分に調整した鋼を鋳造し、得られた鋼片を１０００℃以上に加熱し、９００℃以下から圧延終了までの圧下比を２．５以上として熱間圧延し、停止温度を６００℃以下とする水冷を行い、得られた鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、突合せ部の内外面から、入熱が４．０〜１０．０ｋＪ／ｍｍであるサブマージドアーク溶接を行い、その後、拡管することを特徴とする低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
シーム溶接部を熱処理することを特徴とする請求項８に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
シーム溶接部の熱処理を、３００〜５００℃の範囲内で行うことを特徴とする請求項９に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。