JP5055899B2 - 溶接熱影響部靭性に優れた、引張り強さ７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法および高強度溶接鋼管 - Google Patents
溶接熱影響部靭性に優れた、引張り強さ７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法および高強度溶接鋼管 Download PDFInfo
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Description
本発明は、天然ガスや原油の輸送用として好適な、管厚が６ｍｍ以上で、引張り強さが７６０ＭＰａ以上の、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺ）の低温靭性に優れた高強度溶接鋼管およびその製造方法に関する。
近年、天然ガスや原油の輸送用として使用される溶接鋼管は，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、既にＸ１００グレードの鋼管が実用化されている。また、引張強度９００ＭＰａを超えるＸ１２０グレードに対する要求についても具体化されつつある。
このような高強度溶接鋼管の溶接熱影響部靭性に関し，例えば特許文献１には、最終溶接後、溶接部の冷却速度が６００℃から４００℃まで少なくとも１℃／ｓ以上で冷却することによって、ＨＡＺ粗粒域の上部ベイナイト組織中のＭＡ量を低減し、ＨＡＺの高靭性化を図ることが記載されている。
また、特許文献１で問題としているＳＣＣＧＨＡＺやＩＣＣＧＨＡＺ部の再熱ＨＡＺ部分は，極微小領域であり、且つ欠陥の存在が考えにくい肉厚中心付近である。よって、この部分の低靭性が溶接鋼管の使用上、特に問題とならない場合も多いと考えられる。
特許文献２には、ＨＡＺのミクロ組織を下部ベイナイトとして、靭性を向上させるため、シーム部の仮付けを除去した後外面側の溶接を行うことにより、溶接入熱を小入熱とした溶接鋼管の製造方法が記載されている。
特開２００４−９９９３０号公報
特許第３７０２２１６号公報
しかしながら、特許文献１が対象とする溶接鋼管は、ＰＣＭが低い成分を母材とするもので、引張り強さが７６０ＭＰａを超える、ＰＣＭが高い成分を母材とする鋼管についての製造指針は得られない。
また、特許文献２記載の方法は、ＨＡＺのミクロ組織を完全に下部ベイナイト組織とするため、ＰＣＭの範囲を非常に狭い範囲に限定することが必要で、製造安定性が懸念される。
そこで、本発明は上述した問題点を解決すべく、縦シーム溶接部のＨＡＺ靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管およびその製造方法を提供するものである。
本発明者等は、引張り強さが７６０ＭＰａ以上で、かつＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接鋼管を開発するため、鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
１．ＨＡＺにおいて靭性が最も低下する部位は、ＨＡＺ粗粒域（Ｃｏａｒｓｅ−ｇｒａｉｎ ＨＡＺ、以後ＣＧＨＡＺ）で、溶接ボンド部から少なくとも溶接ボンド＋１ｍｍの領域である。
２．ＣＧＨＡＺのミクロ組織は、母材のＰＣＭ値と、溶接後の冷却において、γ‐α相変
態する８００℃から５００℃の温度域の冷却速度の組合わせによって、硬質のＭＡを大量に含む上部ベイナイト組織や、強度の高いマルテンサイト組織を一定分率以下に抑制した、下部ベイナイト組織を主体とすると最も靭性が向上する。
本発明は上記知見を基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： ０．０１〜０．５％
Ｍｎ： １．５〜３．０％
Ａｌ： ０．０１〜０．０８％
Ｎｂ： ０．０１〜０．０８％
Ｔｉ： ０．００５〜０．０２５％
Ｎ： ０．００１〜０．０１０％
Ｏ： ０．００３％以下
Ｓ： ０．００３％以下
更に、
Ｃｕ： ０．０１〜１％
Ｎｉ： ０．０１〜１％
Ｃｒ： ０．０１〜１％
Ｍｏ： ０．０１〜１％
Ｖ： ０．０１〜０．１％
の一種または二種以上を含有し、
ＰＣＭ値が０．１９≦ＰＣＭ≦０．３０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる母材を冷間加工で管状に成形した後、縦シームサブマージアーク溶接を溶接ボンド部から溶接ボンド＋１ｍｍの領域のミクロ組織が面積率で少なくとも５０％以上の下部ベイナイトと、残部が上部ベイナイトあるいはマルテンサイトあるいはそれらの混合組織となる溶接条件として、下記（１）式を満足し、かつ、８００℃から５００℃の冷却速度を５〜４０℃／ｓの範囲内とする条件で行うことを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法。
０．２２８≦Ｐ ＣＭ ＋０．０１７４×ｌｎ（ｖ （８００−５００℃間） ）≦０．３５０・・・（１）
但し、Ｐ ＣＭ は被溶接材の成分組成について求めたもので、Ｐ ＣＭ ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで各元素は含有量を示す。ｖは溶接部の８００〜５００℃間の冷却速度（℃／ｓ）で（２）式で求める。
ｖ （８００−５００℃間）（℃／ｓ） ＝３００／ｔ （８００−５００℃間）（ｓ） ・・・（２）
ｔ （８００−５００℃間）（ｓ） は溶接部（溶接ボンド部から溶接ボンド＋１ｍｍ）に
おける８００〜５００℃までの冷却時間で数１で求める。
[数１]
但し、数１において、ｈ：板厚（ｍｍ）、θ ０ ：初期温度（℃）、Ｑは溶接入熱（Ｊ／ｃｍ）を示す。溶接入熱（ｋＪ／ｍｍ）はΣ（Ｉ ｉ ×Ｖ ｉ ）×６０／ｖ／１０００とする。ここで、
Ｉ ｉ ：ｉ番目の電極の電流（Ａ）、Ｖ ｉ ：ｉ番目の電極の電圧（Ｖ）、ｖ：溶接速度（ｍｍ／ｍｉｎ）とする。
２．更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｂ：０．０００１〜０．００１０％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする１記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法。
３．縦シーム溶接後、拡管することを特徴とする１または２に記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法。
４．溶接ボンド部から溶接ボンド＋１ｍｍの領域の溶接熱影響部硬さが、２５０≦ＨＶ（９８Ｎ）≦３５０を満たすことを特徴とする１乃至３のいずれかに記載の製造方法で製造された溶接熱影響部靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管。
１．ＨＡＺにおいて靭性が最も低下する部位は、ＨＡＺ粗粒域（Ｃｏａｒｓｅ−ｇｒａｉｎ ＨＡＺ、以後ＣＧＨＡＺ）で、溶接ボンド部から少なくとも溶接ボンド＋１ｍｍの領域である。
２．ＣＧＨＡＺのミクロ組織は、母材のＰＣＭ値と、溶接後の冷却において、γ‐α相変
態する８００℃から５００℃の温度域の冷却速度の組合わせによって、硬質のＭＡを大量に含む上部ベイナイト組織や、強度の高いマルテンサイト組織を一定分率以下に抑制した、下部ベイナイト組織を主体とすると最も靭性が向上する。
本発明は上記知見を基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： ０．０１〜０．５％
Ｍｎ： １．５〜３．０％
Ａｌ： ０．０１〜０．０８％
Ｎｂ： ０．０１〜０．０８％
Ｔｉ： ０．００５〜０．０２５％
Ｎ： ０．００１〜０．０１０％
Ｏ： ０．００３％以下
Ｓ： ０．００３％以下
更に、
Ｃｕ： ０．０１〜１％
Ｎｉ： ０．０１〜１％
Ｃｒ： ０．０１〜１％
Ｍｏ： ０．０１〜１％
Ｖ： ０．０１〜０．１％
の一種または二種以上を含有し、
ＰＣＭ値が０．１９≦ＰＣＭ≦０．３０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる母材を冷間加工で管状に成形した後、縦シームサブマージアーク溶接を溶接ボンド部から溶接ボンド＋１ｍｍの領域のミクロ組織が面積率で少なくとも５０％以上の下部ベイナイトと、残部が上部ベイナイトあるいはマルテンサイトあるいはそれらの混合組織となる溶接条件として、下記（１）式を満足し、かつ、８００℃から５００℃の冷却速度を５〜４０℃／ｓの範囲内とする条件で行うことを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法。
０．２２８≦Ｐ ＣＭ ＋０．０１７４×ｌｎ（ｖ （８００−５００℃間） ）≦０．３５０・・・（１）
但し、Ｐ ＣＭ は被溶接材の成分組成について求めたもので、Ｐ ＣＭ ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで各元素は含有量を示す。ｖは溶接部の８００〜５００℃間の冷却速度（℃／ｓ）で（２）式で求める。
ｖ （８００−５００℃間）（℃／ｓ） ＝３００／ｔ （８００−５００℃間）（ｓ） ・・・（２）
ｔ （８００−５００℃間）（ｓ） は溶接部（溶接ボンド部から溶接ボンド＋１ｍｍ）に
おける８００〜５００℃までの冷却時間で数１で求める。
[数１]
Ｉ ｉ ：ｉ番目の電極の電流（Ａ）、Ｖ ｉ ：ｉ番目の電極の電圧（Ｖ）、ｖ：溶接速度（ｍｍ／ｍｉｎ）とする。
２．更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｂ：０．０００１〜０．００１０％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする１記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法。
３．縦シーム溶接後、拡管することを特徴とする１または２に記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法。
４．溶接ボンド部から溶接ボンド＋１ｍｍの領域の溶接熱影響部硬さが、２５０≦ＨＶ（９８Ｎ）≦３５０を満たすことを特徴とする１乃至３のいずれかに記載の製造方法で製造された溶接熱影響部靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管。
本発明によれば、縦シーム溶接部のＨＡＺ靭性に優れた，引張強度７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管およびその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
本発明では、母材の成分組成、縦シーム溶接部の溶接ボンドから溶接ボンド＋１ｍｍまでの領域のミクロ組織および当該組織を得るために必要な溶接条件を規定する。
［成分組成］％は質量％とする。
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する。こ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なり、溶接低温割れが発生しやすくなるため、上限を０．１２％とする。
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する。こ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なり、溶接低温割れが発生しやすくなるため、上限を０．１２％とする。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果がなく、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。
Ｓｉは脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素であるが、０．０１％未満ではその効果がなく、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。
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。１．５％以上の添加によりその効果が得られるが、連続鋳造プロセスでは中心偏析部で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。
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。１．５％以上の添加によりその効果が得られるが、連続鋳造プロセスでは中心偏析部で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。
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％とする。
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％とする。
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
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があり、９５０℃以下を未再結晶領域とするため、０．０１％以上添加する。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。
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があり、９５０℃以下を未再結晶領域とするため、０．０１％以上添加する。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。
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，析出したＴｉＮはピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材、ＨＡＺの靱性向上に寄与する。当該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。
Ｔｉは窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｎ量低減に有効で，析出したＴｉＮはピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材、ＨＡＺの靱性向上に寄与する。当該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。
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは通常鋼中の不可避不純物として存在するが、Ｔｉ添加により、ＴｉＮを形成する。ＴｉＮによるピンニング効果で、オーステナイト粒の粗大化を抑制するために０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが、０．０１％を超える場合、溶接部、特に溶接ボンド近傍で１４５０℃以上に加熱された領域でＴｉＮが分解し、固溶Ｎの悪影響が著しいため、上限を０．０１％とする。
Ｎは通常鋼中の不可避不純物として存在するが、Ｔｉ添加により、ＴｉＮを形成する。ＴｉＮによるピンニング効果で、オーステナイト粒の粗大化を抑制するために０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが、０．０１％を超える場合、溶接部、特に溶接ボンド近傍で１４５０℃以上に加熱された領域でＴｉＮが分解し、固溶Ｎの悪影響が著しいため、上限を０．０１％とする。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの一種または二種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはいずれも焼入性向上元素として作用するため、高強度化を目的に、これらの元素の一種，または二種以上を添加する。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはいずれも焼入性向上元素として作用するため、高強度化を目的に、これらの元素の一種，または二種以上を添加する。
Ｃｕ：０．０１〜1％
Ｃｕは、０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。しかし、１％以上の添加を行うと、靱性劣化が生じるため、上限を１％とする。
Ｃｕは、０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。しかし、１％以上の添加を行うと、靱性劣化が生じるため、上限を１％とする。
Ｎｉ：０．０１〜1％
Ｎｉは、０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。特に、多量に添加しても靱性劣化を生じないため、強靱化に有効であるが、高価な元素であり、かつ１％を超えて添加しても強度上昇が飽和するため、上限を１％とする。
Ｎｉは、０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。特に、多量に添加しても靱性劣化を生じないため、強靱化に有効であるが、高価な元素であり、かつ１％を超えて添加しても強度上昇が飽和するため、上限を１％とする。
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｃｒもまた０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。一方、１％を超えて添加すると、靱性が劣化するため、上限を１％とする。
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｍｏもまた０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。一方、１％を超えて添加すると、靱性が劣化するため、上限を１％とする。
Ｖ：０．０１〜０．１％
Ｖは炭窒化物を形成することで析出強化し、特に溶接熱影響部の軟化防止に寄与する。０．０１％以上の添加によりこの効果が得られるが、０．１％を超えて添加すると、析出強化が著しく靱性が低下するため、上限を０．１％とする。
Ｃｒもまた０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。一方、１％を超えて添加すると、靱性が劣化するため、上限を１％とする。
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｍｏもまた０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。一方、１％を超えて添加すると、靱性が劣化するため、上限を１％とする。
Ｖ：０．０１〜０．１％
Ｖは炭窒化物を形成することで析出強化し、特に溶接熱影響部の軟化防止に寄与する。０．０１％以上の添加によりこの効果が得られるが、０．１％を超えて添加すると、析出強化が著しく靱性が低下するため、上限を０．１％とする。
Ｏ：０．００３％以下、Ｓ：０．００３％以下
本発明でＯ、Ｓは不可避的不純物であり含有量の上限を規定する。Ｏは、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成を抑制するため、０．００３％以下とする。Ｓは、含有量が多いとＭｎＳの生成量が著しく増加し、母材の靭性が劣化するため、０．００３％以下とする。
本発明でＯ、Ｓは不可避的不純物であり含有量の上限を規定する。Ｏは、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成を抑制するため、０．００３％以下とする。Ｓは、含有量が多いとＭｎＳの生成量が著しく増加し、母材の靭性が劣化するため、０．００３％以下とする。
ＰＣＭ：０．１９〜０．３０
ＰＣＭはＣ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表す溶接割れ感受性指数で、各元素は含有量とし、含有しない元素は０とする。
ＰＣＭはＣ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表す溶接割れ感受性指数で、各元素は含有量とし、含有しない元素は０とする。
本発明では、継手強度≧７６０ＭＰａを達成するためＰＣＭ：０．１９以上とする。図１は内外面１層サブマージアーク溶接を行った溶接鋼管の外面下１ｍｍの位置における硬さ分布を示し、１サイクルの熱影響下において、鋼のオーステナイト化温度（Ａｃ３点）直上の温度に加熱された領域近傍がＨＡＺ最軟化部となる。
ＦＥＭ計算による解析結果から、ＨＡＺ部の強度が最軟化部強度で一定であると仮定して、継手強度≧７６０ＭＰａを達成するためには、ＨＡＺ最軟化部の硬さを２１０（Ｈｖ（９８Ｎ））以上とすればよいことが判った。
そこで、種々のＰＣＭの実験鋼塊から採取した再現熱サイクル試験片に、サブマージアーク溶接の一層溶接でＨＡＺ最軟化部を生じる、Ａｃ３点直上を最高加熱温度とする熱サイクルを模した再現熱サイクルを付与して硬さ試験を行った。尚、加熱温度を９００℃、８００℃〜５００℃間の冷却速度を５℃／ｓとした。
図２に試験結果を示す。ＰＣＭ：０．１９以上で、継手強度≧７６０ＭＰａを達成するために必要なＨＡＺ最軟化部の硬さである２１０（Ｈｖ（９８Ｎ））が得られる。
一方，ＰＣＭの上限は円周溶接性確保の観点から０．３０とする。再現熱サイクル試験を採取した実験鋼塊を用いてｙ形溶接割れ試験（試験雰囲気：３０℃ー８０％）を行い、１００℃予熱で低温割れが防止されるＰＣＭの上限として０．３０を得た。
以上が本発明に係る鋼の基本成分組成であるが、溶接部の靭性を更に向上させる場合、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇの一種または二種以上を添加する。
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇ
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇは鋼中で酸硫化物あるいは炭窒化物を形成し、主に溶接熱影響部におけるオーステナイト粒粗大化をピンニング効果で抑制し、靱性を向上させる目的で添加する。
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇ
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇは鋼中で酸硫化物あるいは炭窒化物を形成し、主に溶接熱影響部におけるオーステナイト粒粗大化をピンニング効果で抑制し、靱性を向上させる目的で添加する。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
製鋼プロセスにおいて、Ｃａ添加量が０．０００５％未満の場合、脱酸反応支配でＣａＳの確保が難しく靱性改善効果が得られないので、Ｃａの下限を０．０００５％とする。
製鋼プロセスにおいて、Ｃａ添加量が０．０００５％未満の場合、脱酸反応支配でＣａＳの確保が難しく靱性改善効果が得られないので、Ｃａの下限を０．０００５％とする。
一方、Ｃａ添加量が０．０１％を超えた場合、粗大ＣａＯが生成しやすくなり、母材を含めて靱性が低下するうえに、取鍋のノズル閉塞の原因となり、生産性を阻害するため、上限は０．０１％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０１％とする。
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭは鋼中で酸硫化物を形成し、０．０００５％以上添加することで溶接熱影響部の粗大化を防止するピンニング効果をもたらす。しかし、高価な元素であり、かつ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％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０２％とする。
ＲＥＭは鋼中で酸硫化物を形成し、０．０００５％以上添加することで溶接熱影響部の粗大化を防止するピンニング効果をもたらす。しかし、高価な元素であり、かつ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％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０２％とする。
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し、とくに溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０３％を超えて添加すると、鋼中の清浄度が著しく低下し、靱性が低下するようになるため、上限を０．０３％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０３％とする。
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し、とくに溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０３％を超えて添加すると、鋼中の清浄度が著しく低下し、靱性が低下するようになるため、上限を０．０３％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０３％とする。
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇは製鋼過程で鋼中に微細な酸化物として生成し、特に、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０１％を超えて添加すると、鋼中の清浄度が低下し、靱性が低下するようになるため、上限を０．０１％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０１％とする。
Ｍｇは製鋼過程で鋼中に微細な酸化物として生成し、特に、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０１％を超えて添加すると、鋼中の清浄度が低下し、靱性が低下するようになるため、上限を０．０１％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０１％とする。
Ｂ：０．０００１〜０．００１０％
Ｂは溶接熱影響部においてオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を高める効果があり、より低い成分での下部ベイナイトあるいはマルテンサイトの生成を容易にする。この効果は０．００１０％以下の添加で顕著であり、０．００１０％を超えて添加すると、靭性が低下するようになるため、上限を０．００１０％とし、添加する場合は、０．０００１〜０．００１０％とする。
Ｂは溶接熱影響部においてオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ性を高める効果があり、より低い成分での下部ベイナイトあるいはマルテンサイトの生成を容易にする。この効果は０．００１０％以下の添加で顕著であり、０．００１０％を超えて添加すると、靭性が低下するようになるため、上限を０．００１０％とし、添加する場合は、０．０００１〜０．００１０％とする。
本発明では、上述した成分組成を有する鋼を、常法により熱間圧延、加速冷却後、焼き戻しを行って所定の板厚の鋼板とする。
［ミクロ組織］
本発明では、縦シーム溶接部の溶接ボンドから溶接ボンド＋１ｍｍまでの領域のミクロ組織を、面積率で少なくとも５０％以上の下部ベイナイトと、上部ベイナイトあるいはマルテンサイトあるいはそれらの混合組織とする。尚、ミクロ組織は表面下２ｍｍにおいて規定する。
本発明では、縦シーム溶接部の溶接ボンドから溶接ボンド＋１ｍｍまでの領域のミクロ組織を、面積率で少なくとも５０％以上の下部ベイナイトと、上部ベイナイトあるいはマルテンサイトあるいはそれらの混合組織とする。尚、ミクロ組織は表面下２ｍｍにおいて規定する。
上記ミクロ組織の場合、溶接ボンド部から溶接ボンド＋１ｍｍの領域は、２５０≦ＨＶ（９８Ｎ）≦３５０の硬さとなり、優れた溶接部靭性が得られる。
図３は、溶接ボンド部の再現熱サイクルシャルピー試験結果に及ぼす硬さの影響を示し、２５０≦ＨＶ（９８Ｎ）≦３５０で、優れた低温靭性が得られている。硬さ試験は、再現熱サイクルシャルピー試験と同じ再現熱サイクルを付与した試験片で行った。尚、ミクロ組織に関する規定は、ＣＧＨＡＺを対象とするもので、溶接ボンド＋１ｍｍを超えた領域がＣＧＨＡＺの場合は適用する。
［縦シーム溶接条件］
本発明に係る鋼管の縦シーム溶接は、溶接ボンドから溶接ボンド＋１ｍｍまでの領域のミクロ組織が、面積率で少なくとも５０％以上の下部ベイナイトと、上部ベイナイトあるいはマルテンサイトあるいはそれらの混合組織となるように、溶接条件を選定する。具体的溶接条件は予め試験材を用いて選定すれば良く、本発明では特に規定しない。
本発明に係る鋼管の縦シーム溶接は、溶接ボンドから溶接ボンド＋１ｍｍまでの領域のミクロ組織が、面積率で少なくとも５０％以上の下部ベイナイトと、上部ベイナイトあるいはマルテンサイトあるいはそれらの混合組織となるように、溶接条件を選定する。具体的溶接条件は予め試験材を用いて選定すれば良く、本発明では特に規定しない。
本発明に係る鋼で、溶接法をサブマージアーク溶接とし、溶接条件を溶接部の８００−５００℃間の冷却速度で代表する場合、溶接条件を（１）式を満足するように選定すると上述したミクロ組織が得られる。
０．２２８≦ＰＣＭ＋０．０１７４×ｌｎ（ｖ（８００−５００℃間））≦０．３５０・・・（１）
但し、ＰＣＭは被溶接材の成分組成について求めたもの、ｖは溶接部の８００〜５００℃間の冷却速度（℃／ｓ）で（２）式で求める。
ｖ（８００−５００℃間）（℃／ｓ）＝３００／ｔ（８００−５００℃間）（ｓ）・・・（２）
ｔ（８００−５００℃間）（ｓ）は溶接部（溶接ボンド部から溶接ボンド＋１ｍｍ）における８００〜５００℃までの冷却時間で数１で求めることが可能である。
０．２２８≦ＰＣＭ＋０．０１７４×ｌｎ（ｖ（８００−５００℃間））≦０．３５０・・・（１）
但し、ＰＣＭは被溶接材の成分組成について求めたもの、ｖは溶接部の８００〜５００℃間の冷却速度（℃／ｓ）で（２）式で求める。
ｖ（８００−５００℃間）（℃／ｓ）＝３００／ｔ（８００−５００℃間）（ｓ）・・・（２）
ｔ（８００−５００℃間）（ｓ）は溶接部（溶接ボンド部から溶接ボンド＋１ｍｍ）における８００〜５００℃までの冷却時間で数１で求めることが可能である。
但し、数１において、ｈ：板厚（ｍｍ）、θ０：初期温度（℃）、Ｑは溶接入熱（Ｊ／ｃｍ）を示す。
溶接入熱（ｋＪ／ｍｍ）はΣ（Ｉｉ×Ｖｉ）×６０／ｖ／１０００とする。ここで、
Ｉｉ：ｉ番目の電極の電流（Ａ）、Ｖｉ：ｉ番目の電極の電圧（Ｖ）、ｖ：溶接速度（ｍ
ｍ／ｍｉｎ）とする。
Ｉｉ：ｉ番目の電極の電流（Ａ）、Ｖｉ：ｉ番目の電極の電圧（Ｖ）、ｖ：溶接速度（ｍ
ｍ／ｍｉｎ）とする。
（１）式において、パラメータ：ＰＣＭ＋０．０１７４×ｌｎ（ｖ（８００−５００℃間））が０．２２８未満の場合、多量のＭＡを含む上部ベイナイト組織の分率が５０％を超え、ＨＡＺ靭性が劣化する。
一方、０．３５０を超えた場合、マルテンサイト組織の分率が５０％を超え、ＨＡＺ靭性が劣化する。図４に（１）式を満足する範囲を図示する。
本発明に係る鋼管は、要求される真円度に応じて、縦シーム溶接後、拡管して製造する。
本発明に係る鋼管は、要求される真円度に応じて、縦シーム溶接後、拡管して製造する。
表１に示す化学組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造によって２２０ｍｍ厚の鋳片とした後、表２に示す熱間圧延、加速冷却、再加熱条件で鋼板Ａ〜Ｈを作製した。なお，再加熱は焼戻し処理が目的で、加速冷却設備と同一ライン上に設置した誘導加熱型の加熱装置を用いて行った。
更に、これらの鋼板をＵプレス、Ｏプレスによって成形した後、内面および外面よりサブマージアーク溶接した。その後、拡管して外径４００〜１６２６ｍｍの鋼管にした。
得られた鋼管の継手強度を評価するため，ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片を採取し、引張試験を実施した。
更に、鋼管の溶接継手部の板厚中央位置からＪＩＳ Ｚ２２０２（１９８０）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施した。なお、ノッチはＣＧＨＡＺにおいて板厚中央部における母材と溶接金属が１：１の割合で存在する位置とした（図５）。ＣＧＨＡＺの硬度、ＣＧＨＡＺの靱性（以下ＨＡＺ靭性）の試験結果をまとめて表３に示す。
鋼管の継手強度が７６０ＭＰａ以上、溶接ボンド部の試験温度−３０℃でのシャルピー吸収エネルギ−１００Ｊ以上を本発明範囲内とする。
化学組成から計算されるＰＣＭとＨＡＺ部冷却速度の組合わせが本発明の範囲内である、発明例Ｎｏ．１〜１８は所望のミクロ組織を有し、高ＨＡＺ靭性を示した。
一方，ＨＡＺ部冷却速度が低く、ＰＣＭとＨＡＺ部冷却速度の組合わせが本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．１９〜２３は，上部ベイナイト組織の分率が高くなったために，ＣＧＨＡＺ硬さが低下するとともに、ＨＡＺ靭性が低下した。
また，ＨＡＺ部冷却速度が高く、ＰＣＭとＨＡＺ部冷却速度の組合わせが本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．２４は，マルテンサイト組織の分率が高くなったために，ＣＧＨＡＺ硬さが上昇するとともに、ＨＡＺ靭性が低下した。
また，ＰＣＭが本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．２５は，母材強度が７６０ＭＰａを下回り，加えて，ＰＣＭとＨＡＺ部冷却速度の組合わせが本発明の下限を下回ったため，ＣＧＨＡＺ組織が上部ベイナイト組織となり，ＣＧＨＡＺ硬さが低下するとともに，ＨＡＺ靭性が低下した。
また，ＰＣＭ値が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．２６は，母材靭性が劣化し，加えて，ＰＣＭ値とＨＡＺ部冷却速度の組合わせが本発明の上限を上回ったため，ＣＧＨＡＺ組織がマルテンサイト組織となり，ＣＧＨＡＺ硬さが上昇するとともに，ＨＡＺ靭性が低下した。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ： ０．０３〜０．１２％
Ｓｉ： ０．０１〜０．５％
Ｍｎ： １．５〜３．０％
Ａｌ： ０．０１〜０．０８％
Ｎｂ： ０．０１〜０．０８％
Ｔｉ： ０．００５〜０．０２５％
Ｎ： ０．００１〜０．０１０％
Ｏ： ０．００３％以下
Ｓ： ０．００３％以下
更に、
Ｃｕ： ０．０１〜１％
Ｎｉ： ０．０１〜１％
Ｃｒ： ０．０１〜１％
Ｍｏ： ０．０１〜１％
Ｖ： ０．０１〜０．１％
の一種または二種以上を含有し、
ＰＣＭ値が０．１９≦ＰＣＭ≦０．３０を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる母材を冷間加工で管状に成形した後、縦シームサブマージアーク溶接を、溶接ボンド部から溶接ボンド＋１ｍｍの領域のミクロ組織が面積率で少なくとも５０％以上の下部ベイナイトと、残部が上部ベイナイトあるいはマルテンサイトあるいはそれらの混合組織となる溶接条件として、下記（１）式を満足し、かつ、８００℃から５００℃の冷却速度を５〜４０℃／ｓの範囲内とする条件で行うことを特徴とする、溶接熱影響部靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法。
０．２２８≦ＰＣＭ＋０．０１７４×ｌｎ（ｖ（８００−５００℃間））≦０．３５０・・・（１）
但し、ＰＣＭは被溶接材の成分組成について求めたもので、ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで各元素は含有量を示す。ｖは溶接部の８００〜５００℃間の冷却速度（℃／ｓ）で（２）式で求める。
ｖ（８００−５００℃間）（℃／ｓ）＝３００／ｔ（８００−５００℃間）（ｓ）・・・（２）
ｔ（８００−５００℃間）（ｓ）は溶接部（溶接ボンド部から溶接ボンド＋１ｍｍ）に
おける８００〜５００℃までの冷却時間で数１で求める。
Ｉｉ：ｉ番目の電極の電流（Ａ）、Ｖｉ：ｉ番目の電極の電圧（Ｖ）、ｖ：溶接速度（ｍ
ｍ／ｍｉｎ）とする。 - 更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｂ：０．０００１〜０．００１０％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法。 - 縦シーム溶接後、拡管することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法。
- 溶接ボンド部から溶接ボンド＋１ｍｍの領域の溶接熱影響部硬さが、２５０≦ＨＶ（９８Ｎ）≦３５０を満たすことを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の製造方法で製造された溶接熱影響部靭性に優れた引張り強さが７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管。
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