JP3582461B2 - 高強度溶接鋼管 - Google Patents
高強度溶接鋼管Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ガス配管や石油配管等に使用される高強度溶接鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】
天然ガスや原油を長距離輸送するパイプラインでは、操業圧力を高めることによって輸送効率を向上させ、輸送コストの低減を図ることができる。
【０００３】
操業圧力を高めるためには、パイプの肉厚を増加させるか、あるいはパイプ材を高強度化することが必要となるが、パイプの厚肉化は現地溶接の施工能率の低下を伴い、また、パイプの質量増加により施工効率が低下するという問題が生じる。そのため、ラインパイプ材に対する高強度化ニーズが高まっており、現在、米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０グレード鋼（降伏強さ（ＹＳ）：５５１ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）：６２０ＭＰａ以上）が規格化され、実用に供されている。
【０００４】
ラインパイプ母材の高強度化に関しては、Ｘ１００グレード鋼（ＹＳ：６８９ＭＰａ以上、ＴＳ：７６０ＭＰａ以上）を製造し、この鋼を用いてパイプ（鋼管）を試作した結果が報告されている（例えば、「新日鐵技報」第３６２号（１９９７）３８〜４２頁）。また、特開平８−２６９５４２号公報および特開平８−１９９２９２号公報等では、９５０ＭＰａ以上の引張強さを有する低温靭性および現地溶接性に優れた鋼の製造方法が開示されている。
【０００５】
これらの報告および発明によれば、母材が高強度でかつ低温靭性に優れ、また、現地溶接性にも優れた（すなわち、比較的小入熱での溶接施工が可能な）、良好な耐低温割れ特性を有する鋼材の製造が可能とされている。
【０００６】
パイプラインに使用される大径の溶接鋼管（大径鋼管）は、板材をプレス成形した後、シーム部を溶融溶接することにより製造される。代表的なシーム溶接方法としては、サブマージアーク溶接による両面一層溶接が用いられている。
【０００７】
一般に、溶接継手部（溶接部とその近傍の母材を含む部分を、ここでは溶接継手部という）では、溶接部（溶接中に溶融凝固した部分である溶接金属と、熱影響部を含む部分）、特に溶接金属が母材と同等の強度を有し、引張試験の際、母材部分で破断することが求められるが、前述のＸ１００グレード鋼を用いて試作した鋼管についての試験結果では破断位置が溶接熱影響部となっており、また、母材の引張強さに対して溶接部の引張強さが低いという問題がある。
【０００８】
また、ＨＴ８０と称される引張強さ７８０ＭＰａ以上の高強度鋼では、低温割れに関しては溶接金属に発生する横割れの防止が最も困難であるとの報告がなされており（「溶接学会誌」第４６巻（１９７７）第１２号、８７５〜８８０頁）、拡散性水素量と溶接ワイヤの組成から割れ発生限界を予測する試みが行われている（「溶接学会誌」第４６巻（１９７７）第８号、５６１〜５６６）。しかし、これらの報告では、特定の水素含有量で割れが発生する場合には予熱温度または層間温度を高くすることにより割れ発生が防止できるとの見解を表明するにとどまっている。
【０００９】
高強度鋼板を母材とする大径鋼管を安価にかつ大量に供給するためには、溶接部の適正な設計が必須であり、必要とされる特性に見合った溶接部を有する大径鋼管の開発が不可欠であるが、現状では前記の問題、すなわち、破断位置が母材ではないこと、溶接金属の引張強さが低いこと、および溶接金属に横割れが発生すること、に対する解決策は確立されていない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上述した問題を解決し、高強度鋼板を母材とし、優れた溶接部特性を備えた、安価で、かつ大量に供給し得る溶接鋼管を提供することを課題としている。
【００１１】
具体的には、母材の引張強さが７５０ＭＰａ以上の高強度溶接管において、
Ａ） 破断が発生する場合には、母材破断する鋼管を得ること、
Ｂ） 高強度かつ高靭性な溶接金属を得ること、
Ｃ） 製管溶接の際、溶接金属における横割れの発生を防止すること、
である。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記の高硬度溶接鋼管にある。
【００１３】
内外面に各一層のシーム溶接金属を有する溶接鋼管であって、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのときは、下記の条件ａ、ｂおよびｃを満足し、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超えるときは、下記の条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満足する高強度溶接鋼管。
【００１４】
条件ａ：溶接金属の引張強さが母材の引張強さの１．０５倍以上、
条件ｂ：溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）≦ＴM、
条件ｃ：初層側溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａ以下、
条件ｄ：第二層側溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）≦ＴM、
条件ｅ：初層側溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）＞０．９５ＴM、
条件ｆ：初層側溶接金属の組織がマルテンサイト組織からなり、下記の(1)式により求められるマルテンサイト変態点ＭＳ（℃）が３７５℃以下、
ＭＳ＝５３８−３１７Ｃ(％)−３３Ｍｎ(％)−２８Ｃｒ(％)−１７Ｎｉ(％)−１１Ｓｉ(％)−１１Ｍｏ(％)−１１Ｗ(％)・・・・(1)
ただし、条件ｂ、ｄおよびｅにおける「ＴM 」は、溶接金属の組織をマルテンサイト組織からなると仮定した場合に算出される溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）で、下記の(2)式で表される。
【００１５】
ＴＭ ＝２５００Ｃ（％）＋９１０ ・・・・ （２）
上記の高強度溶接鋼管において、多くのＮｉを含む溶接金属でも、初層側溶接金属中のＮｉ含有量が下記の条件ｇを満たす量であれば、横割れは発生しない。
【００１６】
条件ｇ：Ｎｉ（％）≦０．４｛Ｃｒ（％）＋１．５Ｍｏ（％）｝＋３．５
また、上記の高強度溶接鋼管において、溶接金属中の酸素含有量に対するアルミニウム含有量の比〔Ａｌ（％）／Ｏ（％）〕が１．２以下であり、かつ、Ｂ含有量が０．００２質量％以下であれば、特に低温靱性が向上する。
【００１７】
ここで、例えば、「Ｃ（％）」のように、元素記号の後に（％）を付した記号は、その元素の溶接金属中または初層側溶接金属中における含有量（質量％）を意味する。
【００１８】
「シーム溶接金属」または単に「溶接金属」とは、特に断らない限り、板材をプレス成形した後シーム部を内外面各一層の溶接により製造した鋼管における前記各層の双方の溶接金属をいう。また、そのうちの最初に溶接した側を「初層側溶接金属」、その後に溶接した側を「第二層側溶接金属」という。
したがって、前記条件ａおよびｂにおける「溶接金属」とは、溶接鋼管における初層側溶接金属と第二層側溶接金属の双方を含む。
【００１９】
前記条件ａおよびｂにおける「溶接金属の引張強さ」とは、実測の引張強さ、つまり、溶接鋼管における溶接金属の引張強さをいう。これは、実際に溶接したときに形成される溶接金属の部分から引張試験片を採取して引張試験を行うことにより測定することができる。
次に、条件ｃおよびｅにおける「初層側溶接金属の引張強さ」とは、鋼管の初層側に対応する溶接時と同じ組み合わせのワイヤ／フラックスを用い、かつ同じ条件で母材を１層溶接したときの溶接金属の引張強さを指す。また、条件ｆにおける「初層側溶接金属の組織」とは、鋼管の初層側に対応する溶接時と同じ組み合わせのワイヤ／フラックスを用い、かつ同じ条件で母材を１層溶接したときの溶接金属の組織を意味する。
更に、条件ｄにおける「第二層側溶接金属の引張強さ」とは、溶接鋼管における第二層側溶接金属の引張強さを指す。
【００２０】
上記のＡ)〜Ｃ)の課題を解決するため、本発明者らは種々検討を重ね、以下の知見を得た。
Ａ) 母材破断する鋼管を得る条件
シーム溶接金属の引張強さが母材の引張強さの１．０５倍以上であれば、溶接金属の引張強さが母材と同等であり、かつ、破断が発生する場合には、破断位置が母材となる。
Ｂ) 溶接金属の高強度化および靱性確保
溶接金属の組織は合金元素量の増加に伴い上部ベイナイトから下部ベイナイトを経てマルテンサイトへと変化し、それに伴って引張強さが上昇する。溶接金属の組織をマルテンサイト組織からなると仮定した場合に算出される溶接金属の引張強さ（これをＴMで表す。）はＣ含有量で整理することができ、下記の(2)式により推定することができる。
【００２１】
ＴM(ＭＰａ)＝２５００Ｃ(％)＋９１０・・・・（2)
高い靱性を安定して確保するには、溶接金属の組織をアシキュラーフェライト（溶接金属では、上部ベイナイトをアシキュラーフェライトとすることにより靱性が向上する）、または、アシキュラーフェライト、下部ベイナイトおよびマルテンサイトが混合した中間的な組織に制御する必要があり、そのためには、溶接金属の引張強さを、その組織がマルテンサイト組織からなると仮定した場合の引張強さ（ＴM）以下に制御することが必須である。
Ｃ) 溶接金属における横割れ発生の防止
(イ)横割れは初層側溶接金属で発生し、初層側溶接金属内または初層側溶接金属と第二層側溶接金属を貫通して存在する。
【００２２】
（ロ）溶接金属の組織がアシキュラーフェライト、または、アシキュラーフェライトと下部ベイナイトとマルテンサイトが混合した中間的な組織の場合、溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａを超えるとシーム溶接の際に溶接金属に横割れが発生する。
【００２３】
（ハ）溶接金属がマルテンサイト組織からなる場合、溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａを超えても、下記の（１） 式により推定されるマルテンサイト変態点ＭＳが３７５℃以下であれば横割れの発生を防止できる。
【００２４】
ＭＳ＝５３８−３１７Ｃ（％）−３３Ｍｎ（％）−２８Ｃｒ（％）−１７Ｎｉ（％）−１１Ｓｉ（％）−１１Ｍｏ（％）−１１Ｗ（％） ・・・・ （１）
（ニ）ただし、上記はＮｉ含有量が比較的少ない溶接金属の場合であり、Ｎｉ含有量、具体的には初層側溶接金属中のＮｉ含有量が多い溶接金属では横割れが発生することがある。しかし、初層側溶接金属中のＮｉ含有量を下記の条件ｇを満足する量に制限すれば横割れの発生を防止できる。
【００２５】
条件ｇ：Ｎｉ（％）≦０．４｛Ｃｒ（％）＋１．５Ｍｏ（％）｝＋３．５
上記本発明は、これらの知見に基づきなされたものである。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の高強度溶接鋼管について詳細に説明する。
【００２７】
上記のように、本発明の高強度溶接鋼管は、内外面に各一層のシーム溶接金属を有する溶接鋼管である。前述したように、パイプラインに使用される大径の溶接鋼管は、通常、サブマージアーク溶接による両面（鋼管の内面および外面）一層溶接が用いられているので、これを前提条件とした。
【００２８】
次に、本発明の溶接鋼管は、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのときは、上記ａ、ｂおよびｃの条件を満足することが必要である。
【００２９】
母材の引張強さを７５０ＭＰａ以上とするのは、前述したラインパイプ材に対する高強度化ニーズに応えるためで、母材自体が７５０ＭＰａ以上の強度を有することが必要だからである。ただし、後述するように、条件ａとｂの関係から、母材の引張強さが９０５ＭＰａ以下という上限が自ずと定まる。
【００３０】
引張強さが７５０ＭＰａ以上の鋼管母材を得るための素材としての鋼板が有すべき望ましい合金元素とその含有量について述べる。なお、合金元素の「％」は「質量％」を意味する。
【００３１】
Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは鋼の強度を確保するために必要な元素であって、その効果を得るためには、０．０２％以上含有させることが望ましい。一方、Ｃを過剰に含有させると炭化物の析出量が増加し、炭化物が粗大化して鋼の靭性が劣化する。また、マルテンサイトの硬さが上昇するため、溶接部（特に周溶接部）の耐水素割れ性が劣化する。したがって、Ｃ含有量の上限は０．１５％とするのが望ましい。より望ましくは、０．１０％である。
【００３２】
Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは鋼の強度を確保するために必要であると同時に、製鋼時の脱酸剤としても重要な元素である。しかし、過剰に含有させると溶接金属の靭性低下の原因となるとともに、耐割れ感受性が劣化するので、その上限は０．６％とするのが望ましい。望ましい下限は、０．０５％である。
【００３３】
Ｍｎ：０．２〜２．５％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の強度を確保するために必要であると同時に、製鋼時の脱酸剤としても重要な元素である。その効果を得るために最低でも０．２％は含有させるのが望ましい。しかし、過剰に含有させると中心偏析の増大等、鋼板の品質面での問題を生じることから、その上限は２．５％とするのが望ましい。
【００３４】
ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）：０．１％以下
Ａｌは脱酸剤として重要な元素である。しかし、必ずしも必須ではなく、Ｓｉ、Ｍｎで代替することも可能である。Ａｌを過剰に含有させると粗大なＡｌ酸化物が形成され、母材の靭性が劣化するので、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌ含有量の上限は０．１％とするのが望ましい。
【００３５】
本発明の溶接鋼管に用いる鋼板には、目的に応じてさらに下記の成分を含有させてもよい。
【００３６】
Ｎｉ：０．２〜３．５％
Ｎｉには鋼の強度および靭性を高める作用がある。０．２％未満ではその効果は認められないので、０．２％以上含有させるのが望ましい。含有量が多いほどこの効果は大きく、強度および靭性の改善の観点からは含有量の上限を設ける必要はないが、経済性を考慮して、その上限は３．５％とするのが望ましい。
【００３７】
Ｃｒ：０．２〜３％
Ｃｒには鋼の強度および耐食性を高める作用がある。０．２％未満ではその効果は認められないので、０．２％以上含有させるのが望ましい。一方、過剰に含有させると鋼の靭性を低下させるので、その上限は３％とするのが望ましい。
【００３８】
Ｍｏ、Ｗ：いずれも０．２〜３％
Ｍｏ、Ｗには鋼の強度を高める作用がある。０．２％未満ではその効果は認められないので、０．２％以上含有させるのが望ましい。一方、過剰に含有させると靭性が低下するので、その上限はいずれも３％とするのが望ましい。
【００３９】
Ｖ、Ｎｂ：いずれも０．００５〜０．５％
Ｖ、Ｎｂには鋼の強度と靭性を高める作用がある。０．００５％未満ではその効果は認められないので、０．００５％以上含有させるのが望ましい。一方、過剰に含有させると溶接熱影響部の靭性が低下するので、その上限はいずれも０．５％とするのが望ましい。
【００４０】
Ｔｉ：
Ｔｉには連続鋳造時にスラブに発生する横ひび割れを防止し、あるいは溶接熱影響部での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。このいずれの効果もＴｉとＮの相互作用を介して発現するので、Ｎの含有量に対するＴｉの含有量の比率〔Ｔｉ（％）／Ｎ（％）〕が１〜５の範囲に入るように制御するのが望ましい。
【００４１】
Ｂ（ほう素）：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、極微量含有させることにより鋼の焼入性を著しく高め、強度を向上させる。この効果は０．０００３％以上含有させると現れるので、下限は０．０００３％とするのが望ましい。一方、過剰に含有させると靭性が低下するので、その上限は０．００３％とするのが望ましい。
【００４２】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａには、ＣａＳの形態制御を介して耐サワー性（耐ＨＩＣ特性）を改善する作用がある。その効果は０．０００５％以上含有させると認められるが、過剰に含有させると鋼の清浄性が損なわれるので、その含有量は０．０００５〜０．０１％とするのが望ましい。
【００４３】
上述した元素以外、残部が実質的にＦｅからなる鋼を圧延および熱処理することにより引張強さが７５０ＭＰａ以上の鋼板を得ることが可能である。なお、不純物としてのＰ（燐）、Ｓ（硫黄）、Ｎ（窒素）およびＯ（酸素）の含有量は低いほど望ましい。
【００４４】
Ｐ、Ｓ：
Ｐ、Ｓはともに不純物元素であり、その含有量は低いほど好ましい。Ｐ、Ｓは、再加熱による粒界脆化の原因となり、シーム溶接金属に発生する横割れに対して影響を及ぼすが、母材中のＰ、Ｓは、母材希釈を通して溶接金属のＰ、Ｓ含有量にも影響を与えるので、特に本発明の溶接鋼管では、母材においてもこれらの元素の含有量を極力低い値に抑えるのがよい。
【００４５】
Ｎ、Ｏ：いずれも０．００５％以下
Ｎ、Ｏはいずれも不純物元素であり、その含有量はいずれも０．００５％以下とするのが望ましい。
【００４６】
母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのときに本発明の溶接鋼管が満たすべき条件ａは、溶接金属の引張強さが母材の引張強さの１．０５倍以上ということであるが、このように規定したのは、引張強さが７５０ＭＰａ以上の母材鋼板に対して１．０５倍以上の引張強さを有する溶接金属を組み合わせることにより、溶接継手部が母材並の引張強さを有し、かつ母材破断するような溶接鋼管を得ることが可能となるからである。
【００４７】
母材の引張強さに対して溶接金属の引張強さが著しく低い場合は、溶接継手部の引張強さは母材より低く、破断位置は溶接金属となる。溶接金属の引張強さの上昇とともに溶接継手部の引張強さが上昇し、溶接金属の引張強さが母材引張強さの０．９５倍程度以上になると溶接継手部の引張強さはほぼ母材並となる。しかし、破断位置は溶接金属または溶接熱影響部であり、母材破断には至らない。溶接金属の引張強さがさらに上昇して母材の引張強さの１．０５倍以上になると、溶接継手部の引張強さが母材と同等で、かつ破断位置が母材となる。これは、溶接熱影響部には不可避的に軟化部が存在するが、溶接金属の強度を母材より高くすることにより塑性拘束が生じ、破断位置が母材に移行するものと推測される。
【００４８】
母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのとき本発明の溶接鋼管が満たすべき条件ｂは、溶接金属の引張強さ（前述したように、実測値である）が下記の(3)式を満足することである。これは、安定した高い靭性を有する溶接金属を得るためである。なお、式中のＴMは前記の(2)式で与えられる、溶接金属の組織がマルテンサイト組織からなると仮定した場合のその溶接金属の引張強さである。
【００４９】
溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）≦ＴM・・・・(3)
前述したように、溶接金属の組織は、合金元素の増加に伴い上部ベイナイトから下部ベイナイトを経てマルテンサイトへと変化し、それに伴って引張強さが上昇する。マルテンサイト組織からなると仮定した溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）は前記の(2)式により推定することが可能であるが、実測により求めた溶接金属の引張強さがこのマルテンサイト組織からなる溶接金属の引張強さの８０％以下である場合には、溶接金属の組織はほぼ上部ベイナイト単相となり、８０〜１００％の場合には上部ベイナイト、下部ベイナイトおよびマルテンサイトが混合した中間的な組織となる。
【００５０】
一般に、ラス状の上部ベイナイトは低靭性であるが、溶接金属ではアシキュラーフェライトと称される微細組織とすることにより、溶接金属の破面遷移温度を−６０℃以下程度にすることが可能である。また、溶接金属の組織がアシキュラーフェライト、下部ベイナイトおよびマルテンサイトが混合した中間的な組織からなる場合は、それらが微細に入り組むため結果的には微細組織を得ることが可能となり、破面遷移温度が−６０℃以下の高靭性の溶接金属とすることができる。マルテンサイト単相からなる溶接金属は上述の組織を有する溶接金属に比べて靭性は低く、破面遷移温度で−５０℃程度となる。
【００５１】
したがって、安定した高い靭性を有する溶接金属を得るには、その組織をアシキュラーフェライト、または、アシキュラーフェライト、下部ベイナイトおよびマルテンサイトが混合した中間的な組織に制御すべきであり、このためには、溶接金属の引張強さをＣ含有量から推定されるマルテンサイト組織からなると仮定した溶接金属の引張強さ以下に、すなわち、溶接金属の引張強さが前記の(3)式を満足することが必須である。
【００５２】
また、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのとき本発明の溶接鋼管が満たすべき条件ｃは、初層側溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａ以下を満足することである。これは、以下に説明するように、製管溶接の際、溶接金属に発生する横割れを防止するためである。
【００５３】
溶接金属に発生する横割れは遅れ割れの一種とされており、溶接金属の引張強さおよび溶接金属に含まれる拡散性水素の含有量に影響され、溶接金属の引張強さが高いほど、また、拡散性水素量が増大するほど横割れが発生しやすくなることが知られている。
【００５４】
拡散性水素量については、２〜４ｃｃ／１００ｇの水素含有量に低減するのが現在の技術では限界と考えられる。そこで、拡散性水素量を約４ｃｃ／１００ｇで一定として、溶接金属の横割れ発生位置を詳細に調査し、また、限界引張強さを求めるとともに、割れ防止方法の検討を行った。なお、拡散性水素量は、ＪＩＳ Ｚ３１１８に規定されるグリセリン置換法で測定した。その結果、以下の事実が判明した。
【００５５】
（イ）横割れは初層側溶接金属内に、あるいは初層側溶接金属と第二層側溶接金属を貫通して存在する。しかし、第二層側溶接金属内のみにとどまるような割れは観察されなかった。この観察結果から、横割れは初層側溶接金属で発生し、一部が初層側溶接金属と第二層側溶接金属を貫通したものと考えられる。すなわち、初層側溶接金属での横割れ発生を防止することにより横割れは防止可能であり、第二層側溶接金属については上記の強度上の制約を受けずに設計することができる。
【００５６】
（ロ）溶接金属の組織がアシキュラーフェライト、または、アシキュラーフェライトと下部ベイナイトとマルテンサイトが混合した中間的な組織の場合は、溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａを超えるとシーム溶接の際に溶接金属に横割れが発生する。逆に、溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａ以下であれば、横割れは発生しない。
【００５７】
（ハ）一方、溶接金属がマルテンサイト組織からなる場合は、溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａを超えても下記の（１） 式により推定されるマルテンサイト変態点ＭＳが３７５℃以下であれば横割れの発生を防止することができる。これは、合金元素の含有量の上昇に伴ってマルテンサイト変態点ＭＳ（℃）が低下し、溶接残留応力が緩和されるためである。
【００５８】
ＭＳ＝５３８−３１７Ｃ（％）−３３Ｍｎ（％）−２８Ｃｒ（％）−１７Ｎｉ（％）−１１Ｓｉ（％）−１１Ｍｏ（％）−１１Ｗ（％） ・・・・ （１）
（ニ）ただし、前記はＮｉ含有量が比較的少ない溶接金属の場合であり、Ｎｉ含有量、具体的には初層側溶接金属中のＮｉ含有量が多い溶接金属では横割れが発生することがある。しかし、初層溶接金属中のＮｉ含有量を前記の条件ｇである下記（４） 式を満たす量に制限すれば横割れの発生を防止できる。これは、初層側溶接金属中のＮｉ含有量が多い溶接金属の場合には、オーステナイトの単相凝固に起因する凝固組織の粗大化が生じやすく、この粗大化により横割れが助長されるのに対し、初層溶接金属中のＮｉ含有量が下記（４） 式を満たす量の場合には、オーステナイトの単相凝固が生じず、凝固組織の粗大化が抑制されるためである。
【００５９】
Ｎｉ（％）≦０．４｛Ｃｒ（％）＋１．５Ｍｏ（％）｝＋３．５ ・・・・ （４）
母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのとき、条件ｃ（初層側溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａ以下）を満足することとしたのは、上記（イ）および（ロ）の知見によるものである。
【００６０】
ただし、このように、初層側溶接金属の引張強さを９５０ＭＰａ以下という限定をした場合、母材破断する溶接鋼管を得る条件から、母材の引張強さには自ずと上限が定まる。すなわち、溶接継手が母材破断する条件を満たそうとすれば、シーム溶接金属の引張強さを少なくとも母材の引張強さ（７５０ＭＰａ以上）の１．０５倍とすることが必要であり、また、初層側溶接金属の引張強さは９５０ＭＰａ以下であるから、母材の引張強さの上限は９０５ＭＰａとなる。したがって、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのときは、前述した条件ａ、ｂおよびｃを満たすこととした。
【００６１】
一方、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超えるときは、本発明の溶接鋼管は、前述したように、条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満たすことが必要である。
【００６２】
まず、条件ａを満たすことが必要なのは、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａの場合と同じで、溶接継手部が母材並の引張強さを有し、かつ母材破断するような溶接鋼管を得るためである。
条件ｅ、すなわち、第二層側溶接金属の引張強さ（実測値）がＴM（溶接金属の組織がマルテンサイト組織からなると仮定した場合のその溶接金属の引張強さ）以下である、という条件を満たすこととするのは、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａの場合と同じで、安定した高い靱性を有する溶接金属を得るためである。ただし、この場合は、第二層側溶接金属がこの条件を満たせばよい。
【００６３】
条件ｆ、すなわち、初層側溶接金属の組織がマルテンサイト組織からなり、上記の（１） 式により求められるマルテンサイト変態点ＭＳが３７５℃以下、を満たすこととするのは、前記（ハ）の知見によるもので、溶接金属に発生する横割れを防止するためである。この場合、初層側溶接金属がマルテンサイト組織からなるものであることを前提としているが、そのために必要なのが条件ｅ、すなわち、初層側溶接金属の引張強さ（実測値）が０．９５ＴＭ よりも大きい、という条件を満たすことである。なお、溶接金属に発生する横割れを防止するには初層側溶接金属での横割れ発生が防止できればよいので、いずれも初層側溶接金属についてのみ規定した。つまり、条件ｅとｆは、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超えるときに、溶接金属に発生する横割れを防止するために必要な条件である。
【００６４】
ただし、前述したように、初層側溶接金属中のＮｉ含有量が多い溶接金属では横割れが発生することがあるので、初層溶接金属中のＮｉ含有量は前記（４） 式、すなわち条件ｇを満足する量に制限するのが望ましい。
【００６５】
割れ防止策としては、予熱・後熱により拡散性水素を実質的に低減させることが考えられるが、このような方法では溶接施工の効率が悪く、生産性が阻害される。しかし、本発明の溶接鋼管では、溶接施工の際、予熱・後熱を実施する必要がなく、材質面から横割れを防止することができる。
【００６６】
次に、溶接金属の靭性、特に低温靱性を確保する方法について述べる。
【００６７】
前述したように、ラス状の上部ベイナイトは靭性が低いが、溶接金属ではアシキュラーフェライトと称される微細組織とすることで破面遷移温度を−６０℃以下程度にすることが可能である。また、アシキュラーフェライト、下部ベイナイトおよびマルテンサイトが混合した中間的な組織では各々が微細に入り組むため結果的には微細組織を得ることが可能となり破面遷移温度で−６０℃以下の高靭性が確保される。特に、中間的な組織を含まず、アシキュラーフェライト組織のみにすれば、低温靱性が確保できる。
【００６８】
上部ベイナイト組織をアシキュラーフェライト組織とするには、溶接金属中のＡｌ含有量とＯ含有量の比〔Ａｌ（％）／Ｏ（％）〕を１．２以下とし、かつ、Ｂ含有量を以下に述べるように、０．００２％以下に調整すればよい。
【００６９】
〔Ａｌ（％）／Ｏ（％）〕が１．２以下では、溶接金属中の酸化物はＡｌ、Ｍｎ、ＴｉおよびＳｉの酸化物を含有する複合酸化物となる。このような複合酸化物を核として粒内変態が生じ、微細なアシキュラーフェライトが析出する。逆に、〔Ａｌ（％）／Ｏ（％）〕が１．２を超える場合には、溶接金属中の酸化物がＡｌ２Ｏ３となるが、Ａｌ２Ｏ３は粒内変態核としての機能を有していないため変態は粒界からしか生じず、この場合にはラス状の上部ベイナイトとなる。
【００７０】
また、Ｂは、強度が比較的低い溶接金属において、組織をアシキュラーフェライトとするのに必須の元素であり、通常０．００３％程度含有させる。Ｂの効果は粒界フェライトの析出を抑制して粒内からの組織変態を促進することにある。しかし、本発明のような高強度溶接金属では、マトリックス自身の焼入性が高いため、Ｂの過剰な添加はむしろ靭性を悪化させる。そのため、上限は０．００２％とする。望ましくは０．００１５％以下である。なお、Ｂの効果を得るための最低含有量は０．０００３％である。
【００７１】
本発明の溶接鋼管において、溶接金属のＡｌ（％）／Ｏ（％）およびＢ含有量を上記のように調整すれば、溶接金属の靱性を向上させ、特に低温靱性を確保することができる。
【００７２】
溶接金属の化学組成は、母材の化学組成とワイヤの化学組成およびボンドフラックスを用いた場合にはフラックスの化学組成により決定される。本発明の溶接鋼管では、母材の化学組成が既知であるから、溶接金属の化学組成が目標値となるような化学組成を有するワイヤ、フラックスを選択することが可能である。
【００７３】
以下に、溶接金属の好ましい成分（前記のＢを除く）範囲とその理由について述べる。
【００７４】
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｃは溶接金属の強度を確保するために必要であり、その効果を得るためには０．０１％以上含有させることが望ましい。一方、Ｃを過剰に含有させると炭化物の析出量が増加し、炭化物が粗大化して靭性が劣化する。したがって、その上限は０．１５％とするのが望ましい。
【００７５】
Ｓｉ：０．０２〜０．６％
Ｓｉは溶接金属の強度を確保する上で重要な元素である。その効果を得るために、最低０．０２％は含有させるのが望ましい。しかし、過剰に含有させると溶接金属の靭性低下の原因になるとともに、耐割れ感受性が劣化するので、その上限は０．６％とするのが望ましい。
【００７６】
Ｍｎ：０．３〜３％
ＭｎはＳｉと同様、溶接金属の強度を確保する上で重要な元素である。その効果を得るために、最低０．３％は含有量させるのが望ましい。しかし、過剰に含有させると溶接金属の靭性低下の原因となるとともに、耐割れ感受性が劣化するので、その上限は３％とするのが望ましい。
【００７７】
Ａｌ（Ｔｏｔａｌ Ａｌ）：０．００４〜０．０８％
Ａｌは脱酸剤として重要な元素であり、その効果を得るには少なくとも０．００４％含有させることが望ましい。一方、過剰に含有させると粗大な介在物の生成原因となるため、その上限値は０．０８％とするのが望ましい。また、本発明の溶接鋼管においては、溶接金属の組織制御を通して溶接金属の靭性を向上させる非常に重要な元素である。その適正範囲は後述する酸素含有量との関係で決定される。
【００７８】
Ｏ（酸素）：０．００５〜０．０６％
Ｏは不純物元素であり、Ｏ含有量の増加はシャルピー衝撃試験の上部棚エネルギーを減少させる。このため、Ｏ含有量は低いほど好ましく、その上限は０．０６％とするのが望ましい。より望ましくは、０．０４％である。下限は、一般的に行われる溶融溶接（サブマージアーク溶接、ガスメタルアーク溶接、レーザー溶接等）での限界を考慮して、０．００５％とするのが望ましい。
【００７９】
Ｔｉ：０．００２〜０．０３％
Ｔｉは脱酸剤として重要な元素である。また、Ｔｉには鋼の焼入性を高め、高強度の鋼を安定して得られるようにする作用がある。その効果を得るためには、０．００２％以上含有させるのが望ましい。一方、過剰に含有させると、ＴｉＣが析出し、溶接金属の靭性が著しく劣化する。したがって、その上限は０．０３％とするのが望ましい。
【００８０】
Ｃｕ：３％以下
Ｎｉ：１０％以下
Ｃｒ：３％以下
Ｍｏ：２％以下
Ｖ ：０．０５％以下
Ｎｂ：０．０５％以下
これらの元素には、溶接金属の強度を上昇させる作用があり、そのため、これらの元素のうちの一種または二種以上を含有させるのが望ましい。ただし、いずれの元素の場合も、過剰に含有させると靭性や耐割れ性が劣化するので、その含有量は上記の範囲とするのが望ましい。
【００８１】
また、Ｎｉの過剰添加、特に初層側溶接金属に対するＮｉの過剰添加は、前述したように、凝固組織の粗大化を招いて横割れが生じやすくなるので、初層側溶接金属中のＮｉ含有量は条件ｇである前記の（４） 式を満足する量にするのが望ましい。
【００８２】
なお、溶接金属中に含まれる上記の元素は、母材、溶接ワイヤ、フラックスのいずれをその供給源としてもよく、最終的に得られる溶接金属中での上記元素の含有量が上記の望ましい範囲内に入るようにすればよい。また、不純物は少ない方が望ましく、特に、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下とするのが望ましい。
【００８３】
上記本発明の高強度溶接鋼管は、７５０ＭＰａ以上の鋼板を母材とし、破断位置が母材で、高強度かつ高靭性であり、しかも製管溶接の際に横割れが発生しないという優れた溶接部特性を備えている。この溶接鋼管は、サブマージアーク溶接法やガスメタルアーク溶接法、さらにはレーザー溶接法等の溶融溶接法を用いて容易に製造することができ、安価で、かつ大量に供給し得る溶接鋼管である。
【００８４】
【実施例】
《実施例１》
まず、表１に示す組成の鋼を転炉法により溶製した。得られた溶鋼を連続鋳造により３００ｍｍ厚のスラブとし、２０ｍｍ厚にまで制御圧延した後直ちに水冷した（鋼板Ａ）。この鋼板Ａに、さらに、５００℃、６００℃または７００℃で焼戻処理を施した（それぞれ鋼板Ｂ、ＣおよびＤ）。
【００８５】
表２に、鋼板Ａ、Ｂ、ＣおよびＤの製造条件とそれぞれの降伏強さおよび引張強さを示す。なお、引張試験は、これらの鋼板からＪＩＳ（１９９４…以下同じ） Ｚ２２０１に規定される５号試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定される方法に準じて行った。
【００８６】
次いで、これらの鋼板Ａ、Ｂ、ＣおよびＤを母材とし、溶接ワイヤとフラックスの組み合わせを種々変えて内径３６インチ（９１４ｍｍ）の大径鋼管を試作した。溶接は、いずれも鋼管内面側から１層溶接した後に外面から１層溶接する両面１層溶接で行った。また、溶接には、３電極（ＤＣ−ＡＣ−ＡＣ）のサブマージアーク溶接を適用し、溶接入熱量は４．５ｋＪ／ｃｍで一定とした。
【００８７】
表３に、用いた溶接ワイヤの化学組成をまとめて示す。これらはいずれも直径４．０ｍｍの試作ワイヤである。
【００８８】
表４に、用いたフラックスの組成を示す。これらはいずれも試作した高塩基度フラックスである。なお、これらのフラックスを用いた場合の溶接金属に含まれる拡散性水素量をＪＩＳ Ｚ３１１８に規定されるグリセリン置換法で測定した結果、代符Ｆ１のフラックスを用いた場合は３．９ｃｃ／１００ｇ、代符Ｆ２のフラックスを用いた場合は４．０ｃｃ／１００ｇ（いずれも、ｎ数＝５の平均値）であった。
【００８９】
表５と表６に溶接金属（Ｗ１〜Ｗ８）の化学組成を示す。これは、上記大径鋼管の試作に用いた鋼板について、試作時の組み合わせと同じ組み合わせのワイヤ／フラックスを用い、かつ同じ条件での溶接施工を別に行い、得られた溶接金属Ｗ１ないしＷ８の部分のそれぞれから採取した試料の分析結果である。なお、表５の「ワイヤ／フラックス組合わせ」の欄の、例えば、ａ−ａ−ａというのは、３電極ともに代符ａの溶接ワイヤを使用したことを表す。
【００９０】
また、表７に、溶接金属（Ｗ１〜Ｗ８）について、前記（２） 式から求めたＴＭ 、およびＴＭ ×０．９５と、前記（１） 式から求めたＭＳ、ならびに、実際に引張試験およびシャルピー衝撃試験を行って求めた引張強さ（ＴＳ）、および破面遷移温度ｖＴｓ（℃）と、−２０℃での吸収エネルギーｖＥ−２０ （Ｊ）を示す。
【００９１】
引張試験は、前述した溶接金属（Ｗ１〜Ｗ８）の分析に用いた試料の採取と同様に、大径鋼管の試作に用いた鋼板について溶接施工を別に行い、得られた溶接金属Ｗ１ないしＷ８の部分のそれぞれから次に述べるように採取した試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定される方法に準じて行った。また、シャルピー衝撃試験は、同じく溶接金属Ｗ１ないしＷ８の部分のそれぞれから採取した試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４２に規定される方法に準じて行った。
【００９２】
図１および図２は、それぞれ前記の引張試験およびシャルピー衝撃試験で用いた試験片の採取位置を示す図で、シーム溶接方向に垂直な断面図である。これらの試験片は、前述したように、大径鋼管の試作に用いた鋼板２枚を突き合わせ、試作時の組み合わせと同じ組み合わせのワイヤ／フラックスを用い、かつ同じ条件で溶接施工（ただし、鋼板の上面１層溶接）を行って得られた溶接部を有する鋼板１から切り出したものである。
【００９３】
図１に示すように、引張試験片３は、鋼板１の表面から５ｍｍの位置で、溶接金属２の中央部から切り出したもので、ＪＩＳ Ｚ２２０１に規定される１４Ａ号試験片（平行部が直径６ｍｍの円形断面を有する試験片）である。また、図２に示すように、衝撃試験片４は、切欠き部５が溶接金属２の中央部に位置するような部位から切り出したもので、ＪＩＳ Ｚ２２０２に規定されるフルサイズの４号試験片である。なお、前記の分析試料は引張試験片の採取位置から採取した。
【００９４】
表８に、試作した上記大径鋼管（Ｎｏ． １〜Ｎｏ． １２）の母材、初層側溶接金属、第二層側溶接金属および溶接継手部の引張強さ、横割れ発生の有無の調査結果をまとめて示す。
【００９５】
母材の引張強さは前記表２に示した引張強さである。また、初層側および第二層側溶接金属の引張強さはそれぞれ前記表７に示した溶接金属（Ｗ１〜Ｗ８）の引張強さであり、「強度比」とは、母材の引張強さに対する溶接金属の引張強さの比である。
【００９６】
溶接継手部の引張試験は、試作した上記大径鋼管（Ｎｏ． １〜Ｎｏ． １２）のそれぞれについて溶接部とその近傍の母材を含む部分から採取した試料をプレスで偏平にした後、それから切り出したＪＩＳ Ｚ２２０１に規定される５号試験片を用いて行った。なお、引張試験片は、図３に示すように、溶接金属７が引張試験片８の平行部の中央に位置するように作製した。
【００９７】
横割れ発生の有無は、それぞれの試作大径鋼管について、製管溶接後７２時間経過した後に行った超音波およびＸ線による探傷で、欠陥の存在が認められた部分を切断し、断面を調査した結果である。
【００９８】
表８において、鋼管Ｎｏ． １、２、４および１２は、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａの場合であって、前記の条件ａ、ｂおよびｃを満たしており、溶接継手部の引張試験での破断位置が母材で、横割れがなく、良好な結果を示した。
【００９９】
Ｎｏ． ３は、同じく母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａの場合で、条件ａおよびｂは満たしているが、初層側溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａ以下という条件ｃから外れており、横割れが生じた。
【０１００】
Ｎｏ． ５は、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超える場合で、条件ｄは満たしているが、条件ａ、ｅおよびｆから外れており、引張試験での破断位置が溶接金属であった。
【０１０１】
Ｎｏ． ６は、同じく母材の引張強さが９０５ＭＰａを超える場合で、条件ａおよびｄは満たしているが、条件ｅおよびｆから外れており、横割れが生じた。
【０１０２】
Ｎｏ． ７および９は、同じく母材の引張強さが９０５ＭＰａを超える場合で、条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満たしており、破断位置が母材で、横割れがなく、良好な結果を示した。
【０１０３】
Ｎｏ． ８は、同じく母材の引張強さが９０５ＭＰａを超える場合で、条件ｄ、ｅおよびｆを満たしているが、第二層側溶接金属が条件ａから外れており、引張試験での破断位置が溶接熱影響部（ＨＡＺ）であった。
【０１０４】
Ｎｏ． １０および１１は、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超える場合で、条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満たしており、破断位置が母材で、横割れがなく、良好な結果を示した。
【０１０５】
なお、Ｎｏ． ４、１１および１２は、いずれも、本発明で規定する条件を満たすものの、表５と表６に示すように、Ｎｏ． ４は溶接金属（代符Ｗ２）のＡｌ（％）／Ｏ（％）が１．２を超えており、Ｎｏ． １１（溶接金属代符Ｗ７）および１２（溶接金属代符Ｗ８）はＢ含有量が０．００２％を超えている。このため、表７のシャルピー衝撃試験の結果から明らかなように、本発明で規定する条件を満たすＮｏ． １（溶接金属代符Ｗ１）、２（溶接金属代符Ｗ１とＷ４）、７（溶接金属代符Ｗ３とＷ４）、９（溶接金属代符Ｗ３とＷ５）および１０（溶接金属代符Ｗ６）に比べて溶接金属の靭性が低かった。
【０１０６】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
《実施例２》
実施例１で用いたのと同じ鋼板Ｂを母材とし、前記表３中の代符ｂ、ｃ、ｄ、ｇおよびｈの溶接ワイヤと、表４中の代符Ｆ１のフラックスとを用い、溶接ワイヤの組み合わせを種々変えて実施例１と同じ寸法の１０種類の大径鋼管（Ｎｏ． １３〜２２）を試作した。溶接は、いずれも、鋼管内面側から１層溶接した後に外面から１層溶接する両面１層溶接で行った。また、内面側の溶接には、３電極（ＤＣ−ＡＣ−ＡＣ）、外面側の溶接には４電極（ＤＣ−ＡＣ−ＡＣ−ＡＣ）のサブマージアーク溶接を適用し、溶接入熱量は両側ともに４．５ｋＪ／ｃｍで一定とした。
【０１０７】
表９と表１０に溶接ワイヤの組み合わせと内面（初層）側および外面（第二層）側の溶接金属の化学組成を示す。また、表１１に、各鋼管の初層側および第二層側の溶接金属について、前記の（２） 式から求めたＴＭ 、およびＴＭ ×０．９５、前記の（１） 式から求めたＭＳ、実際に引張試験を行って求めた初層側および第二層側の溶接金属の引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）と溶接金属中のＮｉ含有量、前記の（４） 式（条件ｇ）の右辺から求めた値、ならびに溶接継手部の引張試験における破断位置および横割れ発生の有無の調査結果をまとめて示す。
【０１０８】
なお、初層側および第二層側の溶接金属の引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、溶接継手部の破断位置、および横割れ発生の有無は、実施例１の場合と同様の方法により調査した。
【０１０９】
表１１において、管Ｎｏ． １３〜２２は、いずれも、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超える場合であり、Ｎｏ． １５と１８は、前記の条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満たし、かつ条件ｇも満たしており、溶接継手部の引張試験での破断位置が母材で、横割れがなく、良好な結果を示した。
【０１１０】
しかし、Ｎｏ． １３は、条件ａ、ｅおよびｆを満たしていないため破断位置がＨＡＺで、横割れが生じた。Ｎｏ． １４は、条件ａおよびｆを満たしていないため破断位置がＨＡＺで、横割れが生じた。Ｎｏ． １６と１７は、条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満たすものの、条件ｇを満たしていないため、横割れが生じた。Ｎｏ． １９および２２は、条件ａを満たしていないためＨＡＺで破断した。Ｎｏ２０と２１は、条件ｄを満たしていないため靭性が劣っていた。
【０１１１】
この実施例２から明らかなように、初層側溶接金属中のＮｉ含有量は条件ｇ、すなわち前記の（４） 式を満たす量に制限するのが望ましいことがわかる。
【０１１２】
【表９】
【表１０】
【表１１】
【発明の効果】
本発明の高強度溶接鋼管は、７５０ＭＰａ以上の鋼板を母材とするもので、高強度かつ高靭性であり、引張試験の破断位置が母材で、しかも製管溶接の際に横割れが発生しないという優れた溶接部特性を備えている。この溶接鋼管は、安価で、かつ大量生産に適している。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接金属の引張試験片の採取位置を模式的に示す図で、シーム溶接方向に垂直な断面図である。
【図２】溶接金属のシャルピー衝撃試験片の採取位置を模式的に示す図で、シーム溶接方向に垂直な断面図である。
【図３】溶接継手部の引張試験片の採取位置を模式的に示す図で、（ａ）は試作した大径鋼管の一部のシーム溶接部を含む部分の横断面図、（ｂ）は引張試験片における（ａ）に示したシーム溶接部の位置を示す図である。
【符号の説明】
１：鋼板
２：溶接金属
３：引張試験片
４：衝撃試験片
５：切欠き部
６：試作大径鋼管
７：溶接金属
８：引張試験片
【発明の属する技術分野】
本発明は、ガス配管や石油配管等に使用される高強度溶接鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】
天然ガスや原油を長距離輸送するパイプラインでは、操業圧力を高めることによって輸送効率を向上させ、輸送コストの低減を図ることができる。
【０００３】
操業圧力を高めるためには、パイプの肉厚を増加させるか、あるいはパイプ材を高強度化することが必要となるが、パイプの厚肉化は現地溶接の施工能率の低下を伴い、また、パイプの質量増加により施工効率が低下するという問題が生じる。そのため、ラインパイプ材に対する高強度化ニーズが高まっており、現在、米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０グレード鋼（降伏強さ（ＹＳ）：５５１ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）：６２０ＭＰａ以上）が規格化され、実用に供されている。
【０００４】
ラインパイプ母材の高強度化に関しては、Ｘ１００グレード鋼（ＹＳ：６８９ＭＰａ以上、ＴＳ：７６０ＭＰａ以上）を製造し、この鋼を用いてパイプ（鋼管）を試作した結果が報告されている（例えば、「新日鐵技報」第３６２号（１９９７）３８〜４２頁）。また、特開平８−２６９５４２号公報および特開平８−１９９２９２号公報等では、９５０ＭＰａ以上の引張強さを有する低温靭性および現地溶接性に優れた鋼の製造方法が開示されている。
【０００５】
これらの報告および発明によれば、母材が高強度でかつ低温靭性に優れ、また、現地溶接性にも優れた（すなわち、比較的小入熱での溶接施工が可能な）、良好な耐低温割れ特性を有する鋼材の製造が可能とされている。
【０００６】
パイプラインに使用される大径の溶接鋼管（大径鋼管）は、板材をプレス成形した後、シーム部を溶融溶接することにより製造される。代表的なシーム溶接方法としては、サブマージアーク溶接による両面一層溶接が用いられている。
【０００７】
一般に、溶接継手部（溶接部とその近傍の母材を含む部分を、ここでは溶接継手部という）では、溶接部（溶接中に溶融凝固した部分である溶接金属と、熱影響部を含む部分）、特に溶接金属が母材と同等の強度を有し、引張試験の際、母材部分で破断することが求められるが、前述のＸ１００グレード鋼を用いて試作した鋼管についての試験結果では破断位置が溶接熱影響部となっており、また、母材の引張強さに対して溶接部の引張強さが低いという問題がある。
【０００８】
また、ＨＴ８０と称される引張強さ７８０ＭＰａ以上の高強度鋼では、低温割れに関しては溶接金属に発生する横割れの防止が最も困難であるとの報告がなされており（「溶接学会誌」第４６巻（１９７７）第１２号、８７５〜８８０頁）、拡散性水素量と溶接ワイヤの組成から割れ発生限界を予測する試みが行われている（「溶接学会誌」第４６巻（１９７７）第８号、５６１〜５６６）。しかし、これらの報告では、特定の水素含有量で割れが発生する場合には予熱温度または層間温度を高くすることにより割れ発生が防止できるとの見解を表明するにとどまっている。
【０００９】
高強度鋼板を母材とする大径鋼管を安価にかつ大量に供給するためには、溶接部の適正な設計が必須であり、必要とされる特性に見合った溶接部を有する大径鋼管の開発が不可欠であるが、現状では前記の問題、すなわち、破断位置が母材ではないこと、溶接金属の引張強さが低いこと、および溶接金属に横割れが発生すること、に対する解決策は確立されていない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上述した問題を解決し、高強度鋼板を母材とし、優れた溶接部特性を備えた、安価で、かつ大量に供給し得る溶接鋼管を提供することを課題としている。
【００１１】
具体的には、母材の引張強さが７５０ＭＰａ以上の高強度溶接管において、
Ａ） 破断が発生する場合には、母材破断する鋼管を得ること、
Ｂ） 高強度かつ高靭性な溶接金属を得ること、
Ｃ） 製管溶接の際、溶接金属における横割れの発生を防止すること、
である。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記の高硬度溶接鋼管にある。
【００１３】
内外面に各一層のシーム溶接金属を有する溶接鋼管であって、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのときは、下記の条件ａ、ｂおよびｃを満足し、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超えるときは、下記の条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満足する高強度溶接鋼管。
【００１４】
条件ａ：溶接金属の引張強さが母材の引張強さの１．０５倍以上、
条件ｂ：溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）≦ＴM、
条件ｃ：初層側溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａ以下、
条件ｄ：第二層側溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）≦ＴM、
条件ｅ：初層側溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）＞０．９５ＴM、
条件ｆ：初層側溶接金属の組織がマルテンサイト組織からなり、下記の(1)式により求められるマルテンサイト変態点ＭＳ（℃）が３７５℃以下、
ＭＳ＝５３８−３１７Ｃ(％)−３３Ｍｎ(％)−２８Ｃｒ(％)−１７Ｎｉ(％)−１１Ｓｉ(％)−１１Ｍｏ(％)−１１Ｗ(％)・・・・(1)
ただし、条件ｂ、ｄおよびｅにおける「ＴM 」は、溶接金属の組織をマルテンサイト組織からなると仮定した場合に算出される溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）で、下記の(2)式で表される。
【００１５】
ＴＭ ＝２５００Ｃ（％）＋９１０ ・・・・ （２）
上記の高強度溶接鋼管において、多くのＮｉを含む溶接金属でも、初層側溶接金属中のＮｉ含有量が下記の条件ｇを満たす量であれば、横割れは発生しない。
【００１６】
条件ｇ：Ｎｉ（％）≦０．４｛Ｃｒ（％）＋１．５Ｍｏ（％）｝＋３．５
また、上記の高強度溶接鋼管において、溶接金属中の酸素含有量に対するアルミニウム含有量の比〔Ａｌ（％）／Ｏ（％）〕が１．２以下であり、かつ、Ｂ含有量が０．００２質量％以下であれば、特に低温靱性が向上する。
【００１７】
ここで、例えば、「Ｃ（％）」のように、元素記号の後に（％）を付した記号は、その元素の溶接金属中または初層側溶接金属中における含有量（質量％）を意味する。
【００１８】
「シーム溶接金属」または単に「溶接金属」とは、特に断らない限り、板材をプレス成形した後シーム部を内外面各一層の溶接により製造した鋼管における前記各層の双方の溶接金属をいう。また、そのうちの最初に溶接した側を「初層側溶接金属」、その後に溶接した側を「第二層側溶接金属」という。
したがって、前記条件ａおよびｂにおける「溶接金属」とは、溶接鋼管における初層側溶接金属と第二層側溶接金属の双方を含む。
【００１９】
前記条件ａおよびｂにおける「溶接金属の引張強さ」とは、実測の引張強さ、つまり、溶接鋼管における溶接金属の引張強さをいう。これは、実際に溶接したときに形成される溶接金属の部分から引張試験片を採取して引張試験を行うことにより測定することができる。
次に、条件ｃおよびｅにおける「初層側溶接金属の引張強さ」とは、鋼管の初層側に対応する溶接時と同じ組み合わせのワイヤ／フラックスを用い、かつ同じ条件で母材を１層溶接したときの溶接金属の引張強さを指す。また、条件ｆにおける「初層側溶接金属の組織」とは、鋼管の初層側に対応する溶接時と同じ組み合わせのワイヤ／フラックスを用い、かつ同じ条件で母材を１層溶接したときの溶接金属の組織を意味する。
更に、条件ｄにおける「第二層側溶接金属の引張強さ」とは、溶接鋼管における第二層側溶接金属の引張強さを指す。
【００２０】
上記のＡ)〜Ｃ)の課題を解決するため、本発明者らは種々検討を重ね、以下の知見を得た。
Ａ) 母材破断する鋼管を得る条件
シーム溶接金属の引張強さが母材の引張強さの１．０５倍以上であれば、溶接金属の引張強さが母材と同等であり、かつ、破断が発生する場合には、破断位置が母材となる。
Ｂ) 溶接金属の高強度化および靱性確保
溶接金属の組織は合金元素量の増加に伴い上部ベイナイトから下部ベイナイトを経てマルテンサイトへと変化し、それに伴って引張強さが上昇する。溶接金属の組織をマルテンサイト組織からなると仮定した場合に算出される溶接金属の引張強さ（これをＴMで表す。）はＣ含有量で整理することができ、下記の(2)式により推定することができる。
【００２１】
ＴM(ＭＰａ)＝２５００Ｃ(％)＋９１０・・・・（2)
高い靱性を安定して確保するには、溶接金属の組織をアシキュラーフェライト（溶接金属では、上部ベイナイトをアシキュラーフェライトとすることにより靱性が向上する）、または、アシキュラーフェライト、下部ベイナイトおよびマルテンサイトが混合した中間的な組織に制御する必要があり、そのためには、溶接金属の引張強さを、その組織がマルテンサイト組織からなると仮定した場合の引張強さ（ＴM）以下に制御することが必須である。
Ｃ) 溶接金属における横割れ発生の防止
(イ)横割れは初層側溶接金属で発生し、初層側溶接金属内または初層側溶接金属と第二層側溶接金属を貫通して存在する。
【００２２】
（ロ）溶接金属の組織がアシキュラーフェライト、または、アシキュラーフェライトと下部ベイナイトとマルテンサイトが混合した中間的な組織の場合、溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａを超えるとシーム溶接の際に溶接金属に横割れが発生する。
【００２３】
（ハ）溶接金属がマルテンサイト組織からなる場合、溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａを超えても、下記の（１） 式により推定されるマルテンサイト変態点ＭＳが３７５℃以下であれば横割れの発生を防止できる。
【００２４】
ＭＳ＝５３８−３１７Ｃ（％）−３３Ｍｎ（％）−２８Ｃｒ（％）−１７Ｎｉ（％）−１１Ｓｉ（％）−１１Ｍｏ（％）−１１Ｗ（％） ・・・・ （１）
（ニ）ただし、上記はＮｉ含有量が比較的少ない溶接金属の場合であり、Ｎｉ含有量、具体的には初層側溶接金属中のＮｉ含有量が多い溶接金属では横割れが発生することがある。しかし、初層側溶接金属中のＮｉ含有量を下記の条件ｇを満足する量に制限すれば横割れの発生を防止できる。
【００２５】
条件ｇ：Ｎｉ（％）≦０．４｛Ｃｒ（％）＋１．５Ｍｏ（％）｝＋３．５
上記本発明は、これらの知見に基づきなされたものである。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の高強度溶接鋼管について詳細に説明する。
【００２７】
上記のように、本発明の高強度溶接鋼管は、内外面に各一層のシーム溶接金属を有する溶接鋼管である。前述したように、パイプラインに使用される大径の溶接鋼管は、通常、サブマージアーク溶接による両面（鋼管の内面および外面）一層溶接が用いられているので、これを前提条件とした。
【００２８】
次に、本発明の溶接鋼管は、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのときは、上記ａ、ｂおよびｃの条件を満足することが必要である。
【００２９】
母材の引張強さを７５０ＭＰａ以上とするのは、前述したラインパイプ材に対する高強度化ニーズに応えるためで、母材自体が７５０ＭＰａ以上の強度を有することが必要だからである。ただし、後述するように、条件ａとｂの関係から、母材の引張強さが９０５ＭＰａ以下という上限が自ずと定まる。
【００３０】
引張強さが７５０ＭＰａ以上の鋼管母材を得るための素材としての鋼板が有すべき望ましい合金元素とその含有量について述べる。なお、合金元素の「％」は「質量％」を意味する。
【００３１】
Ｃ：０．０２〜０．１５％
Ｃは鋼の強度を確保するために必要な元素であって、その効果を得るためには、０．０２％以上含有させることが望ましい。一方、Ｃを過剰に含有させると炭化物の析出量が増加し、炭化物が粗大化して鋼の靭性が劣化する。また、マルテンサイトの硬さが上昇するため、溶接部（特に周溶接部）の耐水素割れ性が劣化する。したがって、Ｃ含有量の上限は０．１５％とするのが望ましい。より望ましくは、０．１０％である。
【００３２】
Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは鋼の強度を確保するために必要であると同時に、製鋼時の脱酸剤としても重要な元素である。しかし、過剰に含有させると溶接金属の靭性低下の原因となるとともに、耐割れ感受性が劣化するので、その上限は０．６％とするのが望ましい。望ましい下限は、０．０５％である。
【００３３】
Ｍｎ：０．２〜２．５％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の強度を確保するために必要であると同時に、製鋼時の脱酸剤としても重要な元素である。その効果を得るために最低でも０．２％は含有させるのが望ましい。しかし、過剰に含有させると中心偏析の増大等、鋼板の品質面での問題を生じることから、その上限は２．５％とするのが望ましい。
【００３４】
ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性アルミニウム）：０．１％以下
Ａｌは脱酸剤として重要な元素である。しかし、必ずしも必須ではなく、Ｓｉ、Ｍｎで代替することも可能である。Ａｌを過剰に含有させると粗大なＡｌ酸化物が形成され、母材の靭性が劣化するので、ｓｏｌ．ＡｌとしてのＡｌ含有量の上限は０．１％とするのが望ましい。
【００３５】
本発明の溶接鋼管に用いる鋼板には、目的に応じてさらに下記の成分を含有させてもよい。
【００３６】
Ｎｉ：０．２〜３．５％
Ｎｉには鋼の強度および靭性を高める作用がある。０．２％未満ではその効果は認められないので、０．２％以上含有させるのが望ましい。含有量が多いほどこの効果は大きく、強度および靭性の改善の観点からは含有量の上限を設ける必要はないが、経済性を考慮して、その上限は３．５％とするのが望ましい。
【００３７】
Ｃｒ：０．２〜３％
Ｃｒには鋼の強度および耐食性を高める作用がある。０．２％未満ではその効果は認められないので、０．２％以上含有させるのが望ましい。一方、過剰に含有させると鋼の靭性を低下させるので、その上限は３％とするのが望ましい。
【００３８】
Ｍｏ、Ｗ：いずれも０．２〜３％
Ｍｏ、Ｗには鋼の強度を高める作用がある。０．２％未満ではその効果は認められないので、０．２％以上含有させるのが望ましい。一方、過剰に含有させると靭性が低下するので、その上限はいずれも３％とするのが望ましい。
【００３９】
Ｖ、Ｎｂ：いずれも０．００５〜０．５％
Ｖ、Ｎｂには鋼の強度と靭性を高める作用がある。０．００５％未満ではその効果は認められないので、０．００５％以上含有させるのが望ましい。一方、過剰に含有させると溶接熱影響部の靭性が低下するので、その上限はいずれも０．５％とするのが望ましい。
【００４０】
Ｔｉ：
Ｔｉには連続鋳造時にスラブに発生する横ひび割れを防止し、あるいは溶接熱影響部での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。このいずれの効果もＴｉとＮの相互作用を介して発現するので、Ｎの含有量に対するＴｉの含有量の比率〔Ｔｉ（％）／Ｎ（％）〕が１〜５の範囲に入るように制御するのが望ましい。
【００４１】
Ｂ（ほう素）：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、極微量含有させることにより鋼の焼入性を著しく高め、強度を向上させる。この効果は０．０００３％以上含有させると現れるので、下限は０．０００３％とするのが望ましい。一方、過剰に含有させると靭性が低下するので、その上限は０．００３％とするのが望ましい。
【００４２】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａには、ＣａＳの形態制御を介して耐サワー性（耐ＨＩＣ特性）を改善する作用がある。その効果は０．０００５％以上含有させると認められるが、過剰に含有させると鋼の清浄性が損なわれるので、その含有量は０．０００５〜０．０１％とするのが望ましい。
【００４３】
上述した元素以外、残部が実質的にＦｅからなる鋼を圧延および熱処理することにより引張強さが７５０ＭＰａ以上の鋼板を得ることが可能である。なお、不純物としてのＰ（燐）、Ｓ（硫黄）、Ｎ（窒素）およびＯ（酸素）の含有量は低いほど望ましい。
【００４４】
Ｐ、Ｓ：
Ｐ、Ｓはともに不純物元素であり、その含有量は低いほど好ましい。Ｐ、Ｓは、再加熱による粒界脆化の原因となり、シーム溶接金属に発生する横割れに対して影響を及ぼすが、母材中のＰ、Ｓは、母材希釈を通して溶接金属のＰ、Ｓ含有量にも影響を与えるので、特に本発明の溶接鋼管では、母材においてもこれらの元素の含有量を極力低い値に抑えるのがよい。
【００４５】
Ｎ、Ｏ：いずれも０．００５％以下
Ｎ、Ｏはいずれも不純物元素であり、その含有量はいずれも０．００５％以下とするのが望ましい。
【００４６】
母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのときに本発明の溶接鋼管が満たすべき条件ａは、溶接金属の引張強さが母材の引張強さの１．０５倍以上ということであるが、このように規定したのは、引張強さが７５０ＭＰａ以上の母材鋼板に対して１．０５倍以上の引張強さを有する溶接金属を組み合わせることにより、溶接継手部が母材並の引張強さを有し、かつ母材破断するような溶接鋼管を得ることが可能となるからである。
【００４７】
母材の引張強さに対して溶接金属の引張強さが著しく低い場合は、溶接継手部の引張強さは母材より低く、破断位置は溶接金属となる。溶接金属の引張強さの上昇とともに溶接継手部の引張強さが上昇し、溶接金属の引張強さが母材引張強さの０．９５倍程度以上になると溶接継手部の引張強さはほぼ母材並となる。しかし、破断位置は溶接金属または溶接熱影響部であり、母材破断には至らない。溶接金属の引張強さがさらに上昇して母材の引張強さの１．０５倍以上になると、溶接継手部の引張強さが母材と同等で、かつ破断位置が母材となる。これは、溶接熱影響部には不可避的に軟化部が存在するが、溶接金属の強度を母材より高くすることにより塑性拘束が生じ、破断位置が母材に移行するものと推測される。
【００４８】
母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのとき本発明の溶接鋼管が満たすべき条件ｂは、溶接金属の引張強さ（前述したように、実測値である）が下記の(3)式を満足することである。これは、安定した高い靭性を有する溶接金属を得るためである。なお、式中のＴMは前記の(2)式で与えられる、溶接金属の組織がマルテンサイト組織からなると仮定した場合のその溶接金属の引張強さである。
【００４９】
溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）≦ＴM・・・・(3)
前述したように、溶接金属の組織は、合金元素の増加に伴い上部ベイナイトから下部ベイナイトを経てマルテンサイトへと変化し、それに伴って引張強さが上昇する。マルテンサイト組織からなると仮定した溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）は前記の(2)式により推定することが可能であるが、実測により求めた溶接金属の引張強さがこのマルテンサイト組織からなる溶接金属の引張強さの８０％以下である場合には、溶接金属の組織はほぼ上部ベイナイト単相となり、８０〜１００％の場合には上部ベイナイト、下部ベイナイトおよびマルテンサイトが混合した中間的な組織となる。
【００５０】
一般に、ラス状の上部ベイナイトは低靭性であるが、溶接金属ではアシキュラーフェライトと称される微細組織とすることにより、溶接金属の破面遷移温度を−６０℃以下程度にすることが可能である。また、溶接金属の組織がアシキュラーフェライト、下部ベイナイトおよびマルテンサイトが混合した中間的な組織からなる場合は、それらが微細に入り組むため結果的には微細組織を得ることが可能となり、破面遷移温度が−６０℃以下の高靭性の溶接金属とすることができる。マルテンサイト単相からなる溶接金属は上述の組織を有する溶接金属に比べて靭性は低く、破面遷移温度で−５０℃程度となる。
【００５１】
したがって、安定した高い靭性を有する溶接金属を得るには、その組織をアシキュラーフェライト、または、アシキュラーフェライト、下部ベイナイトおよびマルテンサイトが混合した中間的な組織に制御すべきであり、このためには、溶接金属の引張強さをＣ含有量から推定されるマルテンサイト組織からなると仮定した溶接金属の引張強さ以下に、すなわち、溶接金属の引張強さが前記の(3)式を満足することが必須である。
【００５２】
また、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのとき本発明の溶接鋼管が満たすべき条件ｃは、初層側溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａ以下を満足することである。これは、以下に説明するように、製管溶接の際、溶接金属に発生する横割れを防止するためである。
【００５３】
溶接金属に発生する横割れは遅れ割れの一種とされており、溶接金属の引張強さおよび溶接金属に含まれる拡散性水素の含有量に影響され、溶接金属の引張強さが高いほど、また、拡散性水素量が増大するほど横割れが発生しやすくなることが知られている。
【００５４】
拡散性水素量については、２〜４ｃｃ／１００ｇの水素含有量に低減するのが現在の技術では限界と考えられる。そこで、拡散性水素量を約４ｃｃ／１００ｇで一定として、溶接金属の横割れ発生位置を詳細に調査し、また、限界引張強さを求めるとともに、割れ防止方法の検討を行った。なお、拡散性水素量は、ＪＩＳ Ｚ３１１８に規定されるグリセリン置換法で測定した。その結果、以下の事実が判明した。
【００５５】
（イ）横割れは初層側溶接金属内に、あるいは初層側溶接金属と第二層側溶接金属を貫通して存在する。しかし、第二層側溶接金属内のみにとどまるような割れは観察されなかった。この観察結果から、横割れは初層側溶接金属で発生し、一部が初層側溶接金属と第二層側溶接金属を貫通したものと考えられる。すなわち、初層側溶接金属での横割れ発生を防止することにより横割れは防止可能であり、第二層側溶接金属については上記の強度上の制約を受けずに設計することができる。
【００５６】
（ロ）溶接金属の組織がアシキュラーフェライト、または、アシキュラーフェライトと下部ベイナイトとマルテンサイトが混合した中間的な組織の場合は、溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａを超えるとシーム溶接の際に溶接金属に横割れが発生する。逆に、溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａ以下であれば、横割れは発生しない。
【００５７】
（ハ）一方、溶接金属がマルテンサイト組織からなる場合は、溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａを超えても下記の（１） 式により推定されるマルテンサイト変態点ＭＳが３７５℃以下であれば横割れの発生を防止することができる。これは、合金元素の含有量の上昇に伴ってマルテンサイト変態点ＭＳ（℃）が低下し、溶接残留応力が緩和されるためである。
【００５８】
ＭＳ＝５３８−３１７Ｃ（％）−３３Ｍｎ（％）−２８Ｃｒ（％）−１７Ｎｉ（％）−１１Ｓｉ（％）−１１Ｍｏ（％）−１１Ｗ（％） ・・・・ （１）
（ニ）ただし、前記はＮｉ含有量が比較的少ない溶接金属の場合であり、Ｎｉ含有量、具体的には初層側溶接金属中のＮｉ含有量が多い溶接金属では横割れが発生することがある。しかし、初層溶接金属中のＮｉ含有量を前記の条件ｇである下記（４） 式を満たす量に制限すれば横割れの発生を防止できる。これは、初層側溶接金属中のＮｉ含有量が多い溶接金属の場合には、オーステナイトの単相凝固に起因する凝固組織の粗大化が生じやすく、この粗大化により横割れが助長されるのに対し、初層溶接金属中のＮｉ含有量が下記（４） 式を満たす量の場合には、オーステナイトの単相凝固が生じず、凝固組織の粗大化が抑制されるためである。
【００５９】
Ｎｉ（％）≦０．４｛Ｃｒ（％）＋１．５Ｍｏ（％）｝＋３．５ ・・・・ （４）
母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのとき、条件ｃ（初層側溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａ以下）を満足することとしたのは、上記（イ）および（ロ）の知見によるものである。
【００６０】
ただし、このように、初層側溶接金属の引張強さを９５０ＭＰａ以下という限定をした場合、母材破断する溶接鋼管を得る条件から、母材の引張強さには自ずと上限が定まる。すなわち、溶接継手が母材破断する条件を満たそうとすれば、シーム溶接金属の引張強さを少なくとも母材の引張強さ（７５０ＭＰａ以上）の１．０５倍とすることが必要であり、また、初層側溶接金属の引張強さは９５０ＭＰａ以下であるから、母材の引張強さの上限は９０５ＭＰａとなる。したがって、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのときは、前述した条件ａ、ｂおよびｃを満たすこととした。
【００６１】
一方、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超えるときは、本発明の溶接鋼管は、前述したように、条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満たすことが必要である。
【００６２】
まず、条件ａを満たすことが必要なのは、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａの場合と同じで、溶接継手部が母材並の引張強さを有し、かつ母材破断するような溶接鋼管を得るためである。
条件ｅ、すなわち、第二層側溶接金属の引張強さ（実測値）がＴM（溶接金属の組織がマルテンサイト組織からなると仮定した場合のその溶接金属の引張強さ）以下である、という条件を満たすこととするのは、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａの場合と同じで、安定した高い靱性を有する溶接金属を得るためである。ただし、この場合は、第二層側溶接金属がこの条件を満たせばよい。
【００６３】
条件ｆ、すなわち、初層側溶接金属の組織がマルテンサイト組織からなり、上記の（１） 式により求められるマルテンサイト変態点ＭＳが３７５℃以下、を満たすこととするのは、前記（ハ）の知見によるもので、溶接金属に発生する横割れを防止するためである。この場合、初層側溶接金属がマルテンサイト組織からなるものであることを前提としているが、そのために必要なのが条件ｅ、すなわち、初層側溶接金属の引張強さ（実測値）が０．９５ＴＭ よりも大きい、という条件を満たすことである。なお、溶接金属に発生する横割れを防止するには初層側溶接金属での横割れ発生が防止できればよいので、いずれも初層側溶接金属についてのみ規定した。つまり、条件ｅとｆは、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超えるときに、溶接金属に発生する横割れを防止するために必要な条件である。
【００６４】
ただし、前述したように、初層側溶接金属中のＮｉ含有量が多い溶接金属では横割れが発生することがあるので、初層溶接金属中のＮｉ含有量は前記（４） 式、すなわち条件ｇを満足する量に制限するのが望ましい。
【００６５】
割れ防止策としては、予熱・後熱により拡散性水素を実質的に低減させることが考えられるが、このような方法では溶接施工の効率が悪く、生産性が阻害される。しかし、本発明の溶接鋼管では、溶接施工の際、予熱・後熱を実施する必要がなく、材質面から横割れを防止することができる。
【００６６】
次に、溶接金属の靭性、特に低温靱性を確保する方法について述べる。
【００６７】
前述したように、ラス状の上部ベイナイトは靭性が低いが、溶接金属ではアシキュラーフェライトと称される微細組織とすることで破面遷移温度を−６０℃以下程度にすることが可能である。また、アシキュラーフェライト、下部ベイナイトおよびマルテンサイトが混合した中間的な組織では各々が微細に入り組むため結果的には微細組織を得ることが可能となり破面遷移温度で−６０℃以下の高靭性が確保される。特に、中間的な組織を含まず、アシキュラーフェライト組織のみにすれば、低温靱性が確保できる。
【００６８】
上部ベイナイト組織をアシキュラーフェライト組織とするには、溶接金属中のＡｌ含有量とＯ含有量の比〔Ａｌ（％）／Ｏ（％）〕を１．２以下とし、かつ、Ｂ含有量を以下に述べるように、０．００２％以下に調整すればよい。
【００６９】
〔Ａｌ（％）／Ｏ（％）〕が１．２以下では、溶接金属中の酸化物はＡｌ、Ｍｎ、ＴｉおよびＳｉの酸化物を含有する複合酸化物となる。このような複合酸化物を核として粒内変態が生じ、微細なアシキュラーフェライトが析出する。逆に、〔Ａｌ（％）／Ｏ（％）〕が１．２を超える場合には、溶接金属中の酸化物がＡｌ２Ｏ３となるが、Ａｌ２Ｏ３は粒内変態核としての機能を有していないため変態は粒界からしか生じず、この場合にはラス状の上部ベイナイトとなる。
【００７０】
また、Ｂは、強度が比較的低い溶接金属において、組織をアシキュラーフェライトとするのに必須の元素であり、通常０．００３％程度含有させる。Ｂの効果は粒界フェライトの析出を抑制して粒内からの組織変態を促進することにある。しかし、本発明のような高強度溶接金属では、マトリックス自身の焼入性が高いため、Ｂの過剰な添加はむしろ靭性を悪化させる。そのため、上限は０．００２％とする。望ましくは０．００１５％以下である。なお、Ｂの効果を得るための最低含有量は０．０００３％である。
【００７１】
本発明の溶接鋼管において、溶接金属のＡｌ（％）／Ｏ（％）およびＢ含有量を上記のように調整すれば、溶接金属の靱性を向上させ、特に低温靱性を確保することができる。
【００７２】
溶接金属の化学組成は、母材の化学組成とワイヤの化学組成およびボンドフラックスを用いた場合にはフラックスの化学組成により決定される。本発明の溶接鋼管では、母材の化学組成が既知であるから、溶接金属の化学組成が目標値となるような化学組成を有するワイヤ、フラックスを選択することが可能である。
【００７３】
以下に、溶接金属の好ましい成分（前記のＢを除く）範囲とその理由について述べる。
【００７４】
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｃは溶接金属の強度を確保するために必要であり、その効果を得るためには０．０１％以上含有させることが望ましい。一方、Ｃを過剰に含有させると炭化物の析出量が増加し、炭化物が粗大化して靭性が劣化する。したがって、その上限は０．１５％とするのが望ましい。
【００７５】
Ｓｉ：０．０２〜０．６％
Ｓｉは溶接金属の強度を確保する上で重要な元素である。その効果を得るために、最低０．０２％は含有させるのが望ましい。しかし、過剰に含有させると溶接金属の靭性低下の原因になるとともに、耐割れ感受性が劣化するので、その上限は０．６％とするのが望ましい。
【００７６】
Ｍｎ：０．３〜３％
ＭｎはＳｉと同様、溶接金属の強度を確保する上で重要な元素である。その効果を得るために、最低０．３％は含有量させるのが望ましい。しかし、過剰に含有させると溶接金属の靭性低下の原因となるとともに、耐割れ感受性が劣化するので、その上限は３％とするのが望ましい。
【００７７】
Ａｌ（Ｔｏｔａｌ Ａｌ）：０．００４〜０．０８％
Ａｌは脱酸剤として重要な元素であり、その効果を得るには少なくとも０．００４％含有させることが望ましい。一方、過剰に含有させると粗大な介在物の生成原因となるため、その上限値は０．０８％とするのが望ましい。また、本発明の溶接鋼管においては、溶接金属の組織制御を通して溶接金属の靭性を向上させる非常に重要な元素である。その適正範囲は後述する酸素含有量との関係で決定される。
【００７８】
Ｏ（酸素）：０．００５〜０．０６％
Ｏは不純物元素であり、Ｏ含有量の増加はシャルピー衝撃試験の上部棚エネルギーを減少させる。このため、Ｏ含有量は低いほど好ましく、その上限は０．０６％とするのが望ましい。より望ましくは、０．０４％である。下限は、一般的に行われる溶融溶接（サブマージアーク溶接、ガスメタルアーク溶接、レーザー溶接等）での限界を考慮して、０．００５％とするのが望ましい。
【００７９】
Ｔｉ：０．００２〜０．０３％
Ｔｉは脱酸剤として重要な元素である。また、Ｔｉには鋼の焼入性を高め、高強度の鋼を安定して得られるようにする作用がある。その効果を得るためには、０．００２％以上含有させるのが望ましい。一方、過剰に含有させると、ＴｉＣが析出し、溶接金属の靭性が著しく劣化する。したがって、その上限は０．０３％とするのが望ましい。
【００８０】
Ｃｕ：３％以下
Ｎｉ：１０％以下
Ｃｒ：３％以下
Ｍｏ：２％以下
Ｖ ：０．０５％以下
Ｎｂ：０．０５％以下
これらの元素には、溶接金属の強度を上昇させる作用があり、そのため、これらの元素のうちの一種または二種以上を含有させるのが望ましい。ただし、いずれの元素の場合も、過剰に含有させると靭性や耐割れ性が劣化するので、その含有量は上記の範囲とするのが望ましい。
【００８１】
また、Ｎｉの過剰添加、特に初層側溶接金属に対するＮｉの過剰添加は、前述したように、凝固組織の粗大化を招いて横割れが生じやすくなるので、初層側溶接金属中のＮｉ含有量は条件ｇである前記の（４） 式を満足する量にするのが望ましい。
【００８２】
なお、溶接金属中に含まれる上記の元素は、母材、溶接ワイヤ、フラックスのいずれをその供給源としてもよく、最終的に得られる溶接金属中での上記元素の含有量が上記の望ましい範囲内に入るようにすればよい。また、不純物は少ない方が望ましく、特に、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下とするのが望ましい。
【００８３】
上記本発明の高強度溶接鋼管は、７５０ＭＰａ以上の鋼板を母材とし、破断位置が母材で、高強度かつ高靭性であり、しかも製管溶接の際に横割れが発生しないという優れた溶接部特性を備えている。この溶接鋼管は、サブマージアーク溶接法やガスメタルアーク溶接法、さらにはレーザー溶接法等の溶融溶接法を用いて容易に製造することができ、安価で、かつ大量に供給し得る溶接鋼管である。
【００８４】
【実施例】
《実施例１》
まず、表１に示す組成の鋼を転炉法により溶製した。得られた溶鋼を連続鋳造により３００ｍｍ厚のスラブとし、２０ｍｍ厚にまで制御圧延した後直ちに水冷した（鋼板Ａ）。この鋼板Ａに、さらに、５００℃、６００℃または７００℃で焼戻処理を施した（それぞれ鋼板Ｂ、ＣおよびＤ）。
【００８５】
表２に、鋼板Ａ、Ｂ、ＣおよびＤの製造条件とそれぞれの降伏強さおよび引張強さを示す。なお、引張試験は、これらの鋼板からＪＩＳ（１９９４…以下同じ） Ｚ２２０１に規定される５号試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定される方法に準じて行った。
【００８６】
次いで、これらの鋼板Ａ、Ｂ、ＣおよびＤを母材とし、溶接ワイヤとフラックスの組み合わせを種々変えて内径３６インチ（９１４ｍｍ）の大径鋼管を試作した。溶接は、いずれも鋼管内面側から１層溶接した後に外面から１層溶接する両面１層溶接で行った。また、溶接には、３電極（ＤＣ−ＡＣ−ＡＣ）のサブマージアーク溶接を適用し、溶接入熱量は４．５ｋＪ／ｃｍで一定とした。
【００８７】
表３に、用いた溶接ワイヤの化学組成をまとめて示す。これらはいずれも直径４．０ｍｍの試作ワイヤである。
【００８８】
表４に、用いたフラックスの組成を示す。これらはいずれも試作した高塩基度フラックスである。なお、これらのフラックスを用いた場合の溶接金属に含まれる拡散性水素量をＪＩＳ Ｚ３１１８に規定されるグリセリン置換法で測定した結果、代符Ｆ１のフラックスを用いた場合は３．９ｃｃ／１００ｇ、代符Ｆ２のフラックスを用いた場合は４．０ｃｃ／１００ｇ（いずれも、ｎ数＝５の平均値）であった。
【００８９】
表５と表６に溶接金属（Ｗ１〜Ｗ８）の化学組成を示す。これは、上記大径鋼管の試作に用いた鋼板について、試作時の組み合わせと同じ組み合わせのワイヤ／フラックスを用い、かつ同じ条件での溶接施工を別に行い、得られた溶接金属Ｗ１ないしＷ８の部分のそれぞれから採取した試料の分析結果である。なお、表５の「ワイヤ／フラックス組合わせ」の欄の、例えば、ａ−ａ−ａというのは、３電極ともに代符ａの溶接ワイヤを使用したことを表す。
【００９０】
また、表７に、溶接金属（Ｗ１〜Ｗ８）について、前記（２） 式から求めたＴＭ 、およびＴＭ ×０．９５と、前記（１） 式から求めたＭＳ、ならびに、実際に引張試験およびシャルピー衝撃試験を行って求めた引張強さ（ＴＳ）、および破面遷移温度ｖＴｓ（℃）と、−２０℃での吸収エネルギーｖＥ−２０ （Ｊ）を示す。
【００９１】
引張試験は、前述した溶接金属（Ｗ１〜Ｗ８）の分析に用いた試料の採取と同様に、大径鋼管の試作に用いた鋼板について溶接施工を別に行い、得られた溶接金属Ｗ１ないしＷ８の部分のそれぞれから次に述べるように採取した試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定される方法に準じて行った。また、シャルピー衝撃試験は、同じく溶接金属Ｗ１ないしＷ８の部分のそれぞれから採取した試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４２に規定される方法に準じて行った。
【００９２】
図１および図２は、それぞれ前記の引張試験およびシャルピー衝撃試験で用いた試験片の採取位置を示す図で、シーム溶接方向に垂直な断面図である。これらの試験片は、前述したように、大径鋼管の試作に用いた鋼板２枚を突き合わせ、試作時の組み合わせと同じ組み合わせのワイヤ／フラックスを用い、かつ同じ条件で溶接施工（ただし、鋼板の上面１層溶接）を行って得られた溶接部を有する鋼板１から切り出したものである。
【００９３】
図１に示すように、引張試験片３は、鋼板１の表面から５ｍｍの位置で、溶接金属２の中央部から切り出したもので、ＪＩＳ Ｚ２２０１に規定される１４Ａ号試験片（平行部が直径６ｍｍの円形断面を有する試験片）である。また、図２に示すように、衝撃試験片４は、切欠き部５が溶接金属２の中央部に位置するような部位から切り出したもので、ＪＩＳ Ｚ２２０２に規定されるフルサイズの４号試験片である。なお、前記の分析試料は引張試験片の採取位置から採取した。
【００９４】
表８に、試作した上記大径鋼管（Ｎｏ． １〜Ｎｏ． １２）の母材、初層側溶接金属、第二層側溶接金属および溶接継手部の引張強さ、横割れ発生の有無の調査結果をまとめて示す。
【００９５】
母材の引張強さは前記表２に示した引張強さである。また、初層側および第二層側溶接金属の引張強さはそれぞれ前記表７に示した溶接金属（Ｗ１〜Ｗ８）の引張強さであり、「強度比」とは、母材の引張強さに対する溶接金属の引張強さの比である。
【００９６】
溶接継手部の引張試験は、試作した上記大径鋼管（Ｎｏ． １〜Ｎｏ． １２）のそれぞれについて溶接部とその近傍の母材を含む部分から採取した試料をプレスで偏平にした後、それから切り出したＪＩＳ Ｚ２２０１に規定される５号試験片を用いて行った。なお、引張試験片は、図３に示すように、溶接金属７が引張試験片８の平行部の中央に位置するように作製した。
【００９７】
横割れ発生の有無は、それぞれの試作大径鋼管について、製管溶接後７２時間経過した後に行った超音波およびＸ線による探傷で、欠陥の存在が認められた部分を切断し、断面を調査した結果である。
【００９８】
表８において、鋼管Ｎｏ． １、２、４および１２は、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａの場合であって、前記の条件ａ、ｂおよびｃを満たしており、溶接継手部の引張試験での破断位置が母材で、横割れがなく、良好な結果を示した。
【００９９】
Ｎｏ． ３は、同じく母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａの場合で、条件ａおよびｂは満たしているが、初層側溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａ以下という条件ｃから外れており、横割れが生じた。
【０１００】
Ｎｏ． ５は、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超える場合で、条件ｄは満たしているが、条件ａ、ｅおよびｆから外れており、引張試験での破断位置が溶接金属であった。
【０１０１】
Ｎｏ． ６は、同じく母材の引張強さが９０５ＭＰａを超える場合で、条件ａおよびｄは満たしているが、条件ｅおよびｆから外れており、横割れが生じた。
【０１０２】
Ｎｏ． ７および９は、同じく母材の引張強さが９０５ＭＰａを超える場合で、条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満たしており、破断位置が母材で、横割れがなく、良好な結果を示した。
【０１０３】
Ｎｏ． ８は、同じく母材の引張強さが９０５ＭＰａを超える場合で、条件ｄ、ｅおよびｆを満たしているが、第二層側溶接金属が条件ａから外れており、引張試験での破断位置が溶接熱影響部（ＨＡＺ）であった。
【０１０４】
Ｎｏ． １０および１１は、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超える場合で、条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満たしており、破断位置が母材で、横割れがなく、良好な結果を示した。
【０１０５】
なお、Ｎｏ． ４、１１および１２は、いずれも、本発明で規定する条件を満たすものの、表５と表６に示すように、Ｎｏ． ４は溶接金属（代符Ｗ２）のＡｌ（％）／Ｏ（％）が１．２を超えており、Ｎｏ． １１（溶接金属代符Ｗ７）および１２（溶接金属代符Ｗ８）はＢ含有量が０．００２％を超えている。このため、表７のシャルピー衝撃試験の結果から明らかなように、本発明で規定する条件を満たすＮｏ． １（溶接金属代符Ｗ１）、２（溶接金属代符Ｗ１とＷ４）、７（溶接金属代符Ｗ３とＷ４）、９（溶接金属代符Ｗ３とＷ５）および１０（溶接金属代符Ｗ６）に比べて溶接金属の靭性が低かった。
【０１０６】
【表１】
実施例１で用いたのと同じ鋼板Ｂを母材とし、前記表３中の代符ｂ、ｃ、ｄ、ｇおよびｈの溶接ワイヤと、表４中の代符Ｆ１のフラックスとを用い、溶接ワイヤの組み合わせを種々変えて実施例１と同じ寸法の１０種類の大径鋼管（Ｎｏ． １３〜２２）を試作した。溶接は、いずれも、鋼管内面側から１層溶接した後に外面から１層溶接する両面１層溶接で行った。また、内面側の溶接には、３電極（ＤＣ−ＡＣ−ＡＣ）、外面側の溶接には４電極（ＤＣ−ＡＣ−ＡＣ−ＡＣ）のサブマージアーク溶接を適用し、溶接入熱量は両側ともに４．５ｋＪ／ｃｍで一定とした。
【０１０７】
表９と表１０に溶接ワイヤの組み合わせと内面（初層）側および外面（第二層）側の溶接金属の化学組成を示す。また、表１１に、各鋼管の初層側および第二層側の溶接金属について、前記の（２） 式から求めたＴＭ 、およびＴＭ ×０．９５、前記の（１） 式から求めたＭＳ、実際に引張試験を行って求めた初層側および第二層側の溶接金属の引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）と溶接金属中のＮｉ含有量、前記の（４） 式（条件ｇ）の右辺から求めた値、ならびに溶接継手部の引張試験における破断位置および横割れ発生の有無の調査結果をまとめて示す。
【０１０８】
なお、初層側および第二層側の溶接金属の引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、溶接継手部の破断位置、および横割れ発生の有無は、実施例１の場合と同様の方法により調査した。
【０１０９】
表１１において、管Ｎｏ． １３〜２２は、いずれも、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超える場合であり、Ｎｏ． １５と１８は、前記の条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満たし、かつ条件ｇも満たしており、溶接継手部の引張試験での破断位置が母材で、横割れがなく、良好な結果を示した。
【０１１０】
しかし、Ｎｏ． １３は、条件ａ、ｅおよびｆを満たしていないため破断位置がＨＡＺで、横割れが生じた。Ｎｏ． １４は、条件ａおよびｆを満たしていないため破断位置がＨＡＺで、横割れが生じた。Ｎｏ． １６と１７は、条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満たすものの、条件ｇを満たしていないため、横割れが生じた。Ｎｏ． １９および２２は、条件ａを満たしていないためＨＡＺで破断した。Ｎｏ２０と２１は、条件ｄを満たしていないため靭性が劣っていた。
【０１１１】
この実施例２から明らかなように、初層側溶接金属中のＮｉ含有量は条件ｇ、すなわち前記の（４） 式を満たす量に制限するのが望ましいことがわかる。
【０１１２】
【表９】
本発明の高強度溶接鋼管は、７５０ＭＰａ以上の鋼板を母材とするもので、高強度かつ高靭性であり、引張試験の破断位置が母材で、しかも製管溶接の際に横割れが発生しないという優れた溶接部特性を備えている。この溶接鋼管は、安価で、かつ大量生産に適している。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接金属の引張試験片の採取位置を模式的に示す図で、シーム溶接方向に垂直な断面図である。
【図２】溶接金属のシャルピー衝撃試験片の採取位置を模式的に示す図で、シーム溶接方向に垂直な断面図である。
【図３】溶接継手部の引張試験片の採取位置を模式的に示す図で、（ａ）は試作した大径鋼管の一部のシーム溶接部を含む部分の横断面図、（ｂ）は引張試験片における（ａ）に示したシーム溶接部の位置を示す図である。
【符号の説明】
１：鋼板
２：溶接金属
３：引張試験片
４：衝撃試験片
５：切欠き部
６：試作大径鋼管
７：溶接金属
８：引張試験片
Claims (3)
- 内外面に各一層のシーム溶接金属を有する溶接鋼管であって、母材の引張強さが７５０〜９０５ＭＰａのときは、下記の条件ａ、ｂおよびｃを満足し、母材の引張強さが９０５ＭＰａを超えるときは、下記の条件ａ、ｄ、ｅおよびｆを満足する高強度溶接鋼管。
条件ａ：溶接金属の引張強さが母材の引張強さの１．０５倍以上、
条件ｂ：溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）≦ＴM、
条件ｃ：初層側溶接金属の引張強さが９５０ＭＰａ以下、
条件ｄ：第二層側溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）≦ＴM、
条件ｅ：初層側溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）＞０．９５ＴM、
条件ｆ：初層側溶接金属の組織がマルテンサイト組織からなり、下記の(1)式により求められるマルテンサイト変態点ＭＳ（℃）が３７５℃以下、
ＭＳ＝５３８−３１７Ｃ(％)−３３Ｍｎ(％)−２８Ｃｒ(％)−１７Ｎｉ(％)−１１Ｓｉ(％)−１１Ｍｏ(％)−１１Ｗ(％)・・・・(1)
ただし、条件ｂ、ｄおよびｅにおける「ＴM 」は、溶接金属の組織をマルテンサイト組織からなると仮定した場合に算出される溶接金属の引張強さ（ＭＰａ）で、下記の(2)式で表される。
ＴM＝２５００Ｃ(％)＋９１０・・・・(2)
ここで、条件ａおよびｂにおける「溶接金属」とは、溶接鋼管における初層側溶接金属と第二層側溶接金属の双方を含み、「溶接金属の引張強さ」とは、溶接鋼管における溶接金属の引張強さを指す。
次に、条件ｃおよびｅにおける「初層側溶接金属の引張強さ」とは、鋼管の初層側に対応する溶接時と同じ組み合わせのワイヤ／フラックスを用い、かつ同じ条件で母材を１層溶接したときの溶接金属の引張強さを指す。また、条件ｆにおける「初層側溶接金属の組織」とは、鋼管の初層側に対応する溶接時と同じ組み合わせのワイヤ／フラックスを用い、かつ同じ条件で母材を１層溶接したときの溶接金属の組織を意味する。
更に、条件ｄにおける「第二層側溶接金属の引張強さ」とは、溶接鋼管における第二層側溶接金属の引張強さを指す。 - 初層側溶接金属中のＮｉ含有量が下記の条件ｇを満足する請求項１に記載の高強度溶接鋼管。
条件ｇ：Ｎｉ(％)≦０．４｛Ｃｒ(％)＋１．５Ｍｏ(％)｝＋３．５ - 溶接金属中のＡｌ(％)／Ｏ(％)が１．２以下であり、かつ、Ｂ含有量が０．００２質量％以下である請求項１または２に記載の高強度溶接鋼管。
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