JP2020147796A - Ｕｏｅ鋼管用の溶接金属及びそれを溶接部に有するｕｏｅ鋼管 - Google Patents
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Abstract
【課題】応力除去焼鈍後に引張強さ、かつ靭性に優れるＵＯＥ鋼管用の溶接金属を提供する。【解決手段】溶接金属は、質量％で、C:0.01〜0.12％、Si:0.01〜0.10未満、Mn:1.00〜1.80％、Cr:0.10〜1.00％、O:0.010〜0.040％、Ti:0.005〜0.100％、Al:0.005〜0.050％、Cu:0.10〜1.00％、Ni:0.10〜1.00％、B:0.0001〜0.0055％、Nb:0.01〜0.10％、V:0．01〜0.10％、Mo:0.01〜0.30％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、応力除去焼鈍後の引張強さが６００〜７６０ＭＰａ未満、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ以上である。((Mn+Mo)/Cr)+875（P+B）<20.3（1）、1.50≦Mn+Cr≦1.90（2）【選択図】図１
Description
本発明は、溶接金属及びそれを溶接部に有する鋼管、さらに詳しくは、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属及びそれを溶接部に有するＵＯＥ鋼管に関する。
掘削された原油や天然ガスを長距離搬送するパイプラインは、複数のラインパイプで構成される。ラインパイプには、安全性の観点から高い靭性が要求される。ラインパイプ用の鋼管として、ＵＯＥ鋼管が利用される場合がある。ＵＯＥ鋼管とは、厚板を特殊なプレス機でＵ字状とした後、Ｏ字状に成形して、接合部をアーク溶接した後、内側からエキスパンダーで拡管（Ｅ）して所定の寸法に仕上げた鋼管である。ラインパイプ用のＵＯＥ鋼管には、優れた靭性が求められる。
特開平８−２６９５６６号公報（特許文献１）、特開２００１−１２１２８９号公報（特許文献２）、特開２００１−１５８９３９号公報（特許文献３）、特開２００２−０６０９０５号公報（特許文献４）、特開２０１３−０２３７１４号公報（特許文献５）、特開２０１３−０２３７１３号公報（特許文献６）及び特開２０１６−１５１０５２号公報（特許文献７）は、靭性を高めた溶接金属を提案する。
特許文献１〜特許文献６には、主に、製品強度上昇に直結する合金元素（たとえばＮｂ、Ｓｉ、Ｖ等）量を低減して、応力除去焼鈍（以下、ＳＲともいう）後の強度上昇をできるだけ抑制することにより、溶接金属の靭性を高める技術が記載されている。
特許文献７には、特許文献１〜特許文献６の技術とは異なる手段により、ＳＲ後の溶接金属の靭性を確保する技術が記載されている。
しかしながら、特許文献１〜特許文献７では、ＳＲ後の靭性確保のために、高価な元素であるＭｏ、Ｎｉ及び希土類元素等を、溶接金属中に高い含有量で含有する。特許文献７ではさらに、対象となる製品強度が高すぎる。そのため、特許文献１〜特許文献７の技術では、コストが極めて高い。中程度の製品強度レベル（引張強さ６００〜７６０ＭＰａ未満）において、コスト増を招かず、かつ合金成分制御に大きな制約がなく、ＳＲ後の靭性に優れる溶接鋼管の製造技術は、いまだ確立されていない。
本発明の目的は、応力除去焼鈍後に中程度の強度（引張強さ６００〜７６０ＭＰａ未満）を有し、かつ、応力除去焼鈍後の靭性に優れるＵＯＥ鋼管用の溶接金属及びそれを溶接部に有するＵＯＥ鋼管を提供することである。
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０未満、Ｍｎ：１．００〜１．８０％、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、Ｏ：０．０１０〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｎｉ：０．１０〜１．００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０〜０．１０％、Ｂｉ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．０１０％、Ｚｒ：０〜０．０１０％、及び、残部Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、応力除去焼鈍後の引張強さが６００〜７６０ＭＰａ未満であり、応力除去焼鈍後の０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ0が５０Ｊ以上である。
（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）＜２０．３ （１）
１．５０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦１．９０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）＜２０．３ （１）
１．５０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦１．９０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管は、上記の化学組成を有するＵＯＥ鋼管用の溶接金属を溶接部に有する。
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属及びそれを溶接部に有するＵＯＥ鋼管は、応力除去焼鈍後に中程度の強度（引張強さ６００〜７６０ＭＰａ未満）を有し、かつ、応力除去焼鈍後の靭性に優れる。
本発明者らは、上述の課題を解決するために調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
応力除去焼鈍（ＳＲ）後の靭性を高めるためには、Ｐの粒界偏析を抑制すればよい。ＳＲ中にＰの粒界偏析が促進されれば、粒界脆化が促進される。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が大きく低下する。したがって、Ｐの粒界偏析を抑制すれば、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。一般的に、Ｍｏ及びＢは、Ｐの粒界偏析を抑制するといわれている。
しかしながら、本発明者らは、Ｍｏ及びＢが粒界析出物の生成も促進することに着目した。粒界析出物とは、たとえば粒界炭化物である。粒界炭化物とはたとえば、Ｍ23（Ｃ，Ｂ）6（Ｍは置換型元素）、Ｍ2（ＣＢ）やＭ3（ＣＢ）などである。粒界析出物は、ＳＲ中に粗大化すると、ＳＲ後の溶接金属の靭性を大きく低下させる。したがって、粗大な粒界析出物の析出を抑制する必要がある。
上記の知見を基に、本発明者らは、Ｐの粒界偏析及び粗大な粒界析出物の析出に関わる元素であるＭｎ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＢの含有量と、ＳＲ後の溶接金属の靭性との関係について、種々調査を行った。図１は、Ｆ１＝（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）とＳＲ後の溶接金属の０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（ＳＲ後靭性）ｖＥ0（Ｊ）との関係を示す図である。図１は、後述の実施例により得られた。
図１を参照して、Ｆ１が２０．３を超える場合、ＳＲ後の溶接金属の靭性は低い値で一定である。一方、Ｆ１が２０．３未満になれば、ＳＲ後の溶接金属の靭性が顕著に高まる。つまり、Ｆ１＝２０．３付近に、変曲点が存在する。
以上より、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の化学組成が、その他の組成を満たした上で、式（１）を満たせば、Ｐの粒界偏析が抑制され、かつ、粗大な粒界析出物の析出を抑制できる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。
（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）＜２０．３ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）＜２０．３ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ１＝（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）と定義する。Ｆ１は、ＳＲ後の溶接金属の靭性の指標である。具体的には、Ｆ１が２０．３以上であれば、ＳＲ中のＰの粒界偏析は抑制されるものの、粗大な粒界析出物が析出する場合や、粒界析出物が粗大でなくてもＰの粒界偏析がかえって大きくなり過ぎる場合がある。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が大きく低下する。したがって、Ｆ１は２０．３未満である。
本発明者らはさらに、ＳＲ後の溶接金属の靭性を高めるために、アシキュラーフェライトに着目した。本明細書において、アシキュラーフェライトとは、溶接後の冷却中に、溶接金属中に存在する酸化物系介在物を起点に核生成・成長し、結晶粒の内部に析出した炭化物を含まず、尖った形状を有するフェライト粒である。アシキュラーフェライトは、通称、針状フェライトともいう。ここで、尖った形状とは、結晶粒断面（成長方向に平行）が直線状又は波線状の粒界を有し、結晶粒断面の粒界周長が、その結晶粒断面の等面積円の円周長の１．５倍以上となる形状を指す。
アシキュラーフェライトは、本願のような中程度の強度（引張強さ６００〜７６０ＭＰａ未満）を有するＵＯＥ鋼管用の溶接金属においては、ＳＲ後の靭性を高める。そこで、本発明者らは、アシキュラーフェライトを得るための化学組成について種々検討した。
その結果、本発明者らは、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０未満、Ｍｎ：１．００〜１．８０％、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、Ｏ：０．０１０〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｎｉ：０．１０〜１．００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０〜０．１０％、Ｂｉ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．０１０％、Ｚｒ：０〜０．０１０％、及び、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有する場合、Ａｌ／Ｏを適正に制御することで、溶接後の冷却中に、溶接金属中に存在する酸化物系介在物を起点にアシキュラーフェライトを成長させられることを見出した。
本発明者らはさらに、ＳＲ後のＵＯＥ鋼管用の溶接金属の強度を制御する方法について検討した。その結果、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の化学組成が、その他の組成を満たした上で、式（２）を満たせば、ＳＲ後の溶接金属の引張強さを、６００〜７６０ＭＰａ未満とすることができることを見出した。
１．５０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦１．９０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ２＝Ｍｎ＋Ｃｒと定義する。Ｆ２は、ＳＲ後の溶接金属の強度の指標である。Ｆ２が１．５０％未満では、ＳＲ後の溶接金属の引張強さ６００ＭＰａを確保することが難しい。一方、Ｆ２が１．９０％を超えると、ＳＲ後の溶接金属部の引張強さが７６０ＭＰａ以上となり、高強度になりすぎる。したがって、Ｆ２は、１．５０〜１．９０である。
１．５０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦１．９０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ２＝Ｍｎ＋Ｃｒと定義する。Ｆ２は、ＳＲ後の溶接金属の強度の指標である。Ｆ２が１．５０％未満では、ＳＲ後の溶接金属の引張強さ６００ＭＰａを確保することが難しい。一方、Ｆ２が１．９０％を超えると、ＳＲ後の溶接金属部の引張強さが７６０ＭＰａ以上となり、高強度になりすぎる。したがって、Ｆ２は、１．５０〜１．９０である。
以上の知見に基づいて完成した本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０未満、Ｍｎ：１．００〜１．８０％、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、Ｏ：０．０１０〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｎｉ：０．１０〜１．００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０〜０．１０％、Ｂｉ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．０１０％、Ｚｒ：０〜０．０１０％、及び、残部Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、応力除去焼鈍後の引張強さが６００〜７６０ＭＰａ未満であり、応力除去焼鈍後の０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ0が５０Ｊ以上である。
（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）＜２０．３ （１）
１．５０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦１．９０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）＜２０．３ （１）
１．５０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦１．９０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
なお、本発明の実施の形態において、「応力除去焼鈍（ＳＲ）後」とは、熱処理温度：６００〜６５０℃、及び、熱処理時間：１〜３０時間として、応力除去焼鈍処理した後、を意味する。
上記ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の上記化学組成は、式（３）を満たすことが好ましい。
０．２０≦Ａｌ／Ｏ≦１．００ （３）
ここで、式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．２０≦Ａｌ／Ｏ≦１．００ （３）
ここで、式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上記ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の上記化学組成は、Ｗ：０．０１〜０．１０％を含有してもよい。
上記ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の上記化学組成は、Ｂｉ：０．００１〜０．０２０％を含有してもよい。
上記ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の上記化学組成は、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、希土類元素：０．０００１〜０．０１０％、及び、Ｚｒ：０．００１〜０．０１０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管は、上記の化学組成を有するＵＯＥ鋼管用の溶接金属を溶接部に有する。
以下、本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属、及びＵＯＥ鋼管について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の化学組成］
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属の化学組成は、次の元素を含有する。
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０１〜０．１２％
炭素（Ｃ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、マルテンサイト等の硬質組織が増加する。その結果、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．１２％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
炭素（Ｃ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、マルテンサイト等の硬質組織が増加する。その結果、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．１２％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．１０未満
シリコン（Ｓｉ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、溶接金属の強度が高くなりすぎる。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、マルテンサイト等の硬質組織が増加する。その結果、溶接金属の靭性が低下する。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、酸化物の主体がＳｉ酸化物となる。酸化物の主体がＳｉ酸化物となれば、アシキュラーフェライト組織が生成しにくくなる。その結果、溶接金属の強度及び靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．１０未満である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
シリコン（Ｓｉ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、溶接金属の強度が高くなりすぎる。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、マルテンサイト等の硬質組織が増加する。その結果、溶接金属の靭性が低下する。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、酸化物の主体がＳｉ酸化物となる。酸化物の主体がＳｉ酸化物となれば、アシキュラーフェライト組織が生成しにくくなる。その結果、溶接金属の強度及び靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．１０未満である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
Ｍｎ：１．００〜１．８０％
マンガン（Ｍｎ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、マルテンサイト等の硬質組織が増加する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、粒界析出物が粗大化する。その結果、溶接金属の強度及び靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．００〜１．８０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．７０％であり、さらに好ましくは１．６０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、マルテンサイト等の硬質組織が増加する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、粒界析出物が粗大化する。その結果、溶接金属の強度及び靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．００〜１．８０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．７０％であり、さらに好ましくは１．６０％である。
Ｃｒ：０．１０〜１．００％
クロム（Ｃｒ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、溶接金属の強度が高くなりすぎる。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、マルテンサイト等の硬質組織が増加する。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、粒界析出物が粗大化する。その結果、溶接金属の強度及び靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜１．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
クロム（Ｃｒ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、溶接金属の強度が高くなりすぎる。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、マルテンサイト等の硬質組織が増加する。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、粒界析出物が粗大化する。その結果、溶接金属の強度及び靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜１．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
ＳＲすることにより、溶接金属中には、粗大な粒界析出物が析出する。粒界析出物のサイズはできるだけ小さい方が、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性が高まる。化学組成としては、（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒが８を超えないようすることで、粒界析出物の最大長さを５００ｎｍ以下に抑制することが可能である。粒界析出物の最大長さを５００ｎｍ以下に抑制することで、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性が高まる。したがって、（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒは８を超えないほうが好ましい。
Ｏ：０．０１０〜０．０４０％
酸素（Ｏ）は、アシキュラーフェライトの生成核となる酸化物を形成させる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。Ｏ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｏ含有量が高すぎれば、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１０〜０．０４０％である。Ｏ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０３４％であり、さらに好ましくは０．０３３％である。
酸素（Ｏ）は、アシキュラーフェライトの生成核となる酸化物を形成させる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。Ｏ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｏ含有量が高すぎれば、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１０〜０．０４０％である。Ｏ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．０３４％であり、さらに好ましくは０．０３３％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
チタン（Ｔｉ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、溶接金属の強度及び靭性がかえって低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．００９％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは、０．０３０である。
チタン（Ｔｉ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、溶接金属の強度及び靭性がかえって低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．００９％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは、０．０３０である。
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は、アシキュラーフェライトの生成核となる酸化物を形成させる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５〜０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００６％であり、さらに好ましくは、０．００７％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０である。本明細書において、Ａｌ含有量はＴｏｔａｌ−Ａｌ（全Ａｌ）を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、アシキュラーフェライトの生成核となる酸化物を形成させる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５〜０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００６％であり、さらに好ましくは、０．００７％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０である。本明細書において、Ａｌ含有量はＴｏｔａｌ−Ａｌ（全Ａｌ）を意味する。
Ｃｕ：０．１０〜１．００％
銅（Ｃｕ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性を高める。Ｃｕ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、溶接金属の強度が高くなりすぎる。Ｃｕ含有量が高すぎればさらに、マルテンサイト等の硬質組織が増加する。その結果、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．１０〜１．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１３％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
銅（Ｃｕ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性を高める。Ｃｕ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、溶接金属の強度が高くなりすぎる。Ｃｕ含有量が高すぎればさらに、マルテンサイト等の硬質組織が増加する。その結果、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．１０〜１．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１３％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｎｉ：０．１０〜１．００％
ニッケル（Ｎｉ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、溶接金属の強度が高くなりすぎる。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、マルテンサイト等の硬質組織が増加する。したがって、Ｎｉ含有量は０．１０〜１．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、溶接金属の強度が高くなりすぎる。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、マルテンサイト等の硬質組織が増加する。したがって、Ｎｉ含有量は０．１０〜１．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Ｂ：０．０００１〜０．００５５％
ホウ素（Ｂ）は、ＳＲ後の溶接金属中で、粒界炭化物等の粒界析出物の析出を促進する。したがって、ＳＲ後の溶接金属の靭性の観点からは、できるだけ低減するほうがよい。しかしながら、Ｂ含有量が少なすぎると、粒界フェライト（粒界に沿って成長するフェライト）が析出しやすくなる。そのため、溶接金属まま（ＳＲ前の溶接金属）の靭性が大きく低下する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が低下する。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、ＳＲ中に粗大な粒界析出物が析出する。その結果、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は、０．０００１〜０．００５５％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
ホウ素（Ｂ）は、ＳＲ後の溶接金属中で、粒界炭化物等の粒界析出物の析出を促進する。したがって、ＳＲ後の溶接金属の靭性の観点からは、できるだけ低減するほうがよい。しかしながら、Ｂ含有量が少なすぎると、粒界フェライト（粒界に沿って成長するフェライト）が析出しやすくなる。そのため、溶接金属まま（ＳＲ前の溶接金属）の靭性が大きく低下する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が低下する。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、ＳＲ中に粗大な粒界析出物が析出する。その結果、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｂ含有量は、０．０００１〜０．００５５％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、ＳＲ後の溶接金属の靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産において、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは、０．００２％である。
燐（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、ＳＲ後の溶接金属の靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産において、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは、０．００２％である。
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、ＳＲ後の溶接金属の靭性を低下する。したがって、Ｓの含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産において、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは、０．００２％である。
硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、ＳＲ後の溶接金属の靭性を低下する。したがって、Ｓの含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産において、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは、０．００２％である。
Ｎ：０．０１００％以下
窒素（Ｎ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは、ＳＲ後の溶接金属の強度を高める。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、溶接金属の凝固時に粗大な窒化物が晶出し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００９０％である。
窒素（Ｎ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは、ＳＲ後の溶接金属の強度を高める。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、溶接金属の凝固時に粗大な窒化物が晶出し、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００９０％である。
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
ニオブ（Ｎｂ）は、ＳＲ後の溶接金属中で、微細な粒界析出物を形成する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の強度が高まる。Ｎｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大な粒界析出物が析出する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、ＳＲ後の溶接金属中で、微細な粒界析出物を形成する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の強度が高まる。Ｎｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大な粒界析出物が析出する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
Ｖ：０．０１〜０．１０％
バナジウム（Ｖ）は、ＳＲ後の溶接金属中で、微細な粒界析出物を形成する。その結果、ＳＲ後の溶接金強度が高まる。Ｖ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、粗大な粒界析出物が析出する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
バナジウム（Ｖ）は、ＳＲ後の溶接金属中で、微細な粒界析出物を形成する。その結果、ＳＲ後の溶接金強度が高まる。Ｖ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、粗大な粒界析出物が析出する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
Ｍｏ：０．０１〜０．３０％
モリブデン（Ｍｏ）は、ＳＲ後の溶接金属中で、微細な粒界析出物を形成する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の強度が高まる。Ｍｏ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、粗大な粒界析出物が析出する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０１〜０．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、ＳＲ後の溶接金属中で、微細な粒界析出物を形成する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の強度が高まる。Ｍｏ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、粗大な粒界析出物が析出する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０１〜０．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
［式（１）について］
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）＜２０．３ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ１＝（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）と定義する。Ｆ１は、ＳＲ後の溶接金属の靭性の指標である。具体的には、Ｆ１が２０．３以上であれば、ＳＲ中のＰの粒界偏析は抑制されるものの、粗大な粒界析出物が析出する場合や、粒界析出物が粗大でなくてもＰの粒界偏析がかえって大きくなり過ぎる場合がある。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が大きく低下する。したがって、Ｆ１は２０．３未満である。ただしＦ１の過剰な低減は工業的には、いたずらにコスト増を招く。Ｆ１の好ましい下限は１０．０であり、さらに好ましくは１１．０であり、さらに好ましくは１２．０であり、さらに好ましくは１３．０である。Ｆ１の好ましい上限は２０．０であり、さらに好ましくは１９．５であり、さらに好ましくは１９．０である。
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）＜２０．３ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ１＝（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）と定義する。Ｆ１は、ＳＲ後の溶接金属の靭性の指標である。具体的には、Ｆ１が２０．３以上であれば、ＳＲ中のＰの粒界偏析は抑制されるものの、粗大な粒界析出物が析出する場合や、粒界析出物が粗大でなくてもＰの粒界偏析がかえって大きくなり過ぎる場合がある。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が大きく低下する。したがって、Ｆ１は２０．３未満である。ただしＦ１の過剰な低減は工業的には、いたずらにコスト増を招く。Ｆ１の好ましい下限は１０．０であり、さらに好ましくは１１．０であり、さらに好ましくは１２．０であり、さらに好ましくは１３．０である。Ｆ１の好ましい上限は２０．０であり、さらに好ましくは１９．５であり、さらに好ましくは１９．０である。
［式（２）について］
１．５０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦１．９０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ２＝Ｍｎ＋Ｃｒと定義する。Ｆ２は、ＳＲ後の溶接金属の強度の指標である。Ｆ２が１．５０％未満では、溶接金属の引張強さ６００ＭＰａを確保することが難しい。一方、Ｆ２が１．９０％を超えると、溶接金属部の引張強さが７６０ＭＰａ以上となり、高強度になりすぎる。したがって、Ｆ２は、１．５０〜１．９０である。Ｆ２の好ましい下限は、１．７０％である。Ｆ２の好ましい上限は１．８０％である。
１．５０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦１．９０ （２）
ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ２＝Ｍｎ＋Ｃｒと定義する。Ｆ２は、ＳＲ後の溶接金属の強度の指標である。Ｆ２が１．５０％未満では、溶接金属の引張強さ６００ＭＰａを確保することが難しい。一方、Ｆ２が１．９０％を超えると、溶接金属部の引張強さが７６０ＭＰａ以上となり、高強度になりすぎる。したがって、Ｆ２は、１．５０〜１．９０である。Ｆ２の好ましい下限は、１．７０％である。Ｆ２の好ましい上限は１．８０％である。
本実施形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とはＵＯＥ鋼管用の溶接金属を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態のＵＯＥ鋼管用の溶接金属に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素について］
上述のＵＯＥ鋼管用の溶接金属はさらに、Ｗを含有してもよい。
Ｗ：０〜０．１０％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｗは、ＳＲ後の溶接金属中で、微細な粒界析出物を形成する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の強度が高まる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、粗大な粒界析出物が析出する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜０．１０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
上述のＵＯＥ鋼管用の溶接金属はさらに、Ｗを含有してもよい。
Ｗ：０〜０．１０％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｗは、ＳＲ後の溶接金属中で、微細な粒界析出物を形成する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の強度が高まる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、粗大な粒界析出物が析出する。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜０．１０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
上述のＵＯＥ鋼管用の溶接金属はさらに、Ｂｉを含有してもよい。
Ｂｉ：０〜０．０２０％
ビスマス（Ｂｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂｉは、溶接金属の凝固組織を均一にする。その結果、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性を高める。しかしながら、Ｂｉ含有量が高すぎれば、ＳＲ後の溶接金属の靭性がかえって低下する。したがって、Ｂｉ含有量は、０〜０．０２０％である。Ｂｉ含有量の好ましい下限は、０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は、０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Ｂｉ：０〜０．０２０％
ビスマス（Ｂｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂｉは、溶接金属の凝固組織を均一にする。その結果、ＳＲ後の溶接金属の強度及び靭性を高める。しかしながら、Ｂｉ含有量が高すぎれば、ＳＲ後の溶接金属の靭性がかえって低下する。したがって、Ｂｉ含有量は、０〜０．０２０％である。Ｂｉ含有量の好ましい下限は、０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は、０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
上述のＵＯＥ鋼管用の溶接金属はさらに、Ｃａ、Ｍｇ、希土類元素、及び、Ｚｒからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はＳＲ後の溶接金属の靭性を高める。
Ｃａ：０〜０．０１０％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、溶接金属中に、微細な介在物を分散させる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、溶接欠陥等が発生しえる。したがって、Ｃａ含有量は、０〜０．０１０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は、０．００５％である。
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、溶接金属中に、微細な介在物を分散させる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、溶接欠陥等が発生しえる。したがって、Ｃａ含有量は、０〜０．０１０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は、０．００５％である。
Ｍｇ：０〜０．０１０％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは、溶接金属中に、微細な介在物を分散させる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、溶接欠陥等が発生しえる。したがって、Ｍｇ含有量は、０〜０．０１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は、０．００５％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは、溶接金属中に、微細な介在物を分散させる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、溶接欠陥等が発生しえる。したがって、Ｍｇ含有量は、０〜０．０１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は、０．００５％である。
希土類元素：０〜０．０１０％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは、溶接金属中に、微細な介在物を分散させる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、溶接欠陥等が発生しえる。したがって、ＲＥＭ含有量は、０〜０．０１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は、０．００５％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは、溶接金属中に、微細な介在物を分散させる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、溶接欠陥等が発生しえる。したがって、ＲＥＭ含有量は、０〜０．０１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は、０．００５％である。
本明細書において、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称である。ＲＥＭ含有量は、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属に含有されるＲＥＭがこれらの元素のうち１種である場合、その元素の含有量を意味する。ＵＯＥ鋼管用の溶接金属に含有されるＲＥＭが２種以上である場合、ＲＥＭ含有量は、それらの元素の総含有量を意味する。ＲＥＭについては、一般的にミッシュメタルに含有される。このため、たとえば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭ含有量が上記の範囲となるように含有させてもよい。
Ｚｒ：０〜０．０１０％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｚｒは、溶接金属中に、微細な介在物を分散させる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、溶接欠陥等が発生しえる。したがって、Ｚｒ含有量は、０〜０．０１０％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は、０．００１％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は、０．００５％である。
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｚｒは、溶接金属中に、微細な介在物を分散させる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、溶接欠陥等が発生しえる。したがって、Ｚｒ含有量は、０〜０．０１０％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は、０．００１％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は、０．００５％である。
Ｃａ、Ｍｇ、希土類元素、及び、Ｚｒからなる群から選択される１種又は２種以上の上記効果をより確実に得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、希土類元素、及び、Ｚｒからなる群から選択される１種又は２種以上を、合計で０．０００３％以上含有することが好ましい。
［式（３）について］
上記ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の上記化学組成は、式（３）を満たすことが好ましい。
上記ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の上記化学組成は、式（３）を満たすことが好ましい。
本願発明の、中程度の強度（引張強さ６００〜７６０ＭＰａ未満）を有するＵＯＥ鋼管用の溶接金属において、化学組成が、その他の組成を満たした上で、式（３）を満たせば、溶接金属中に酸化物が適切に生成される。溶接金属中に酸化物が生成されれば、ＳＲ中、溶接金属中の酸化物を生成核として、アシキュラーフェライトが生成される。そのため、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属において、化学組成が、その他の組成を満たした上で、式（３）を満たせば、アシキュラーフェライト主体のミクロ組織を得やすくなる。溶接金属のミクロ組織において、アシキュラーフェライトが主体であれば、ＳＲ前及びＳＲ後の溶接金属の靭性が高まる。これは、溶接金属にＳＲ処理を実施すると、ＳＲ後の靭性は低下するが、ＳＲ前の靭性をできるだけ高くしておくことで、ＳＲ後も高い靭性を確保しやすくなるためである。
０．２０≦Ａｌ／Ｏ≦１．００ （３）
ここで、式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．２０≦Ａｌ／Ｏ≦１．００ （３）
ここで、式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ３＝Ａｌ／Ｏと定義する。Ｆ３は、Ｏ含有量に対するＡｌ含有量の割合を示し、ＳＲ前及びＳＲ後の溶接金属の靭性の指標である。具体的には、Ｆ３は、溶接金属中の酸化物組成に影響を及ぼす。溶接金属中の酸化物は、アシキュラーフェライトの生成核となるが、Ｆ３が０．２０以上、及び、Ｆ３が１．００以下である場合、溶接金属中に、アシキュラーフェライトの核となる酸化物が十分に生成される。酸化物が十分に生成されるため、アシキュラーフェライトが十分に生成される。そのため、ＳＲ前の溶接金属の靭性が高まる。その結果、ＳＲ後の溶接金属の靭性を高くしやすくなる。したがって、Ｆ３は、０．２０〜１．００である。Ｆ３の好ましい下限は、０．３０である。Ｆ３の好ましい上限は、０．８０であり、さらに好ましくは０．７０である。
なお、上記の本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属の化学組成は、厳密には、母材の化学組成と溶け込み量、溶接材料の化学組成、さらにサブマージアーク溶接を想定する場合には、使用するフラックスの塩基度によってほぼ決まり、溶け込み量は母材の溶接接合部の形状によって決定される。
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属は、溶接材料を用いて後述する方法で溶接することにより形成される。本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属は、ＳＲ後に、中程度の強度（引張強さ６００〜７６０ＭＰａ未満）と、優れた靭性とを有する。溶接金属の化学組成は、溶接金属中のどの部位においても、上記の溶接金属の化学組成で記載した各元素含有量の範囲内である。
得られたＵＯＥ鋼管の溶接金属の元素組成は、次のとおり測定できる。溶接金属の巾中央位置から母材が混入しないように、切粉試験片を採取する。採取した切粉を用いて、誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ発光分光分析法）を用いて、分析する。
［応力除去焼鈍（ＳＲ）後の溶接金属の引張強さ：６００〜７６０ＭＰａ未満］
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属のＳＲ後の引張強さは、６００〜７６０ＭＰａ未満である。本発明の実施の形態において、ＳＲ後の引張強さとは、熱処理温度：６００〜６５０℃、及び、熱処理時間：１〜３０時間として、溶接金属にＳＲ処理した後の引張強さを意味する。
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属のＳＲ後の引張強さは、６００〜７６０ＭＰａ未満である。本発明の実施の形態において、ＳＲ後の引張強さとは、熱処理温度：６００〜６５０℃、及び、熱処理時間：１〜３０時間として、溶接金属にＳＲ処理した後の引張強さを意味する。
ＳＲ後の引張強さが６００ＭＰａ未満の場合、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属としての強度が足りない。ＳＲ後の引張強さが７６０ＭＰａ以上の場合、強度が高すぎる。したがって、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属のＳＲ後の引張強さは、６００〜７６０ＭＰａ未満である。
ＳＲ後の引張強さは、次のとおり測定する。ＳＲ後の溶接金属から、溶接金属が平行部の中央となるように溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１（２００５） Ａ２号）を採取する。引張試験片は、溶接軸方向に採取する。引張試験片の平行部は、肩部を含めてすべて溶接金属となるように採取する。各試験片に対して、常温（２５℃）大気中で、ＪＩＳ Ｚ３１１１（２００５）に準拠して、引張試験を実施する。
［ＳＲ後の溶接金属の０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ0が５０Ｊ以上］
本発明の実施の形態による、ＳＲ後の、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ0は、５０Ｊ以上である。ここで，Ｅはシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーであることを表す。Ｅの左下添え字ｖはシャルピー衝撃試験片がＶノッチであることを表す。右下添え字0はシャルピー衝撃試験における試験温度が０℃であることを表す。本発明の実施の形態において、ＳＲ後のｖＥ0とは、熱処理温度：６３８℃、及び、熱処理時間：１２時間として、溶接金属にＳＲ処理した後の０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを意味する。
本発明の実施の形態による、ＳＲ後の、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ0は、５０Ｊ以上である。ここで，Ｅはシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーであることを表す。Ｅの左下添え字ｖはシャルピー衝撃試験片がＶノッチであることを表す。右下添え字0はシャルピー衝撃試験における試験温度が０℃であることを表す。本発明の実施の形態において、ＳＲ後のｖＥ0とは、熱処理温度：６３８℃、及び、熱処理時間：１２時間として、溶接金属にＳＲ処理した後の０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを意味する。
ＳＲ後のｖＥ0が５０Ｊ未満の場合、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の靭性が低すぎる。したがって、ＳＲ後のｖＥ0は、５０Ｊ以上が必要である。ＳＲ後のｖＥ0の上限は特に限定されないが、たとえば３００Ｊである。
ＳＲ後の溶接金属のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ0は、次のとおり測定する。溶接後であってＳＲ後の溶接金属から、シャルピー衝撃試験用の試験片（ＳＲ後試験片）を採取する。具体的には、溶接後であってＳＲ後の溶接金属にノッチを加工した、フルサイズのＶノッチシャルピー衝撃試験片（ノッチ深さ２ｍｍ）を３本採取する。Ｖノッチシャルピー衝撃試験片は、溶接軸が試験片の平行部長さの中央になるように、かつ、溶接軸と直角方向に採取する。各試験片に対して、０℃にて、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施する。３本の試験片のシャルピー衝撃試験値の平均値を求めて、ＳＲ後のｖＥ0とする。
なお、本願発明において、溶接後であって、ＳＲ前の溶接金属の０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ0は、２００Ｊ以上であることが好ましい。本願発明において、溶接後であって、ＳＲ前のｖＥ0の測定方法は、その試験片の採取方法も含め、ＳＲ後のｖＥ0の測定方法と同様である。
［ＵＯＥ鋼管用の溶接金属のミクロ組織について］
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属のミクロ組織は、微細なアシキュラーフェライトを主体とし、残部はラス状ベイナイト組織であることが好ましい。主体とするとは、アシキュラーフェライト組織が、少なくとも５０面積％以上であることを意味する。ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の上記ミクロ組織は、ＳＲの前後で大きな変化はない。
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属のミクロ組織は、微細なアシキュラーフェライトを主体とし、残部はラス状ベイナイト組織であることが好ましい。主体とするとは、アシキュラーフェライト組織が、少なくとも５０面積％以上であることを意味する。ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の上記ミクロ組織は、ＳＲの前後で大きな変化はない。
アシキュラーフェライトの面積率は次の方法で測定される。溶接金属の任意の位置から、横断面サンプルを採取する。採取されたサンプルの表面を研磨する。研磨後、ビレラ（Ｖｉｌｅｌｌａ）試薬を用いて、研磨されたサンプル表面をエッチングする。光学顕微鏡（観察倍率１００倍、観察視野６５０μｍ×８６０μｍ）を用いて、任意の５視野において、エッチングされた表面におけるアシキュラーフェライトを特定する。特定には、たとえば、周知の画像処理ソフトが用いられる。エッチングされた各組織（アシキュラーフェライト、ラス状ベイナイト等）のコントラストは異なるため、コントラストに基づいてアシキュラーフェライトを特定する。各視野で特定されたアシキュラーフェライトの総面積を、５視野の総面積（観察視野６５０μｍ×８６０μｍ×５）で除した値を、溶接金属中のアシキュラーフェライトの面積率（％）と定義する。
［ＵＯＥ鋼管について］
溶接材料を用いて、母材を溶接すれば、本発明の実施の形態による溶接金属と、母材とを備えたＵＯＥ鋼管が製造される。本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管は、本発明の実施の形態による溶接金属を溶接部に有する。本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管は中程度の強度（引張強さ６００〜７６０ＭＰａ未満）と、優れた靭性とを有する。
溶接材料を用いて、母材を溶接すれば、本発明の実施の形態による溶接金属と、母材とを備えたＵＯＥ鋼管が製造される。本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管は、本発明の実施の形態による溶接金属を溶接部に有する。本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管は中程度の強度（引張強さ６００〜７６０ＭＰａ未満）と、優れた靭性とを有する。
［母材について］
母材はたとえば、高強度溶接鋼管である。母材の化学組成は周知の化学組成であり、特に限定されない。母材の化学組成はたとえば、次のとおりである。
母材はたとえば、高強度溶接鋼管である。母材の化学組成は周知の化学組成であり、特に限定されない。母材の化学組成はたとえば、次のとおりである。
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管の母材はたとえば、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．５０％、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、Ｔｉ：０．００１〜０．１００％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｂｉ：０〜０．０５％、Ｂ：０〜０．０１００％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．０１％、Ｚｒ：０〜０．０１％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
［ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の製造方法］
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属は、周知の製造方法により製造される。ＵＯＥ鋼管用の溶接金属はたとえば、溶接ワイヤ等に加工された溶接材料を、サブマージアーク溶接することにより、製造される。
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属は、周知の製造方法により製造される。ＵＯＥ鋼管用の溶接金属はたとえば、溶接ワイヤ等に加工された溶接材料を、サブマージアーク溶接することにより、製造される。
［溶接材料について］
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属を製造する際に用いる溶接材料の化学組成は周知の化学組成であり、限定されない。本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属を製造する際に用いる溶接材料はたとえば、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．４０％、Ｓｉ：０．００５〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜４．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｉ：６．００％以下、Ｃｒ：３．００％以下、Ｍｏ：４．００％以下、Ｏ：０〜０．０１％、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属を製造する際に用いる溶接材料の化学組成は周知の化学組成であり、限定されない。本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属を製造する際に用いる溶接材料はたとえば、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．４０％、Ｓｉ：０．００５〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜４．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｉ：６．００％以下、Ｃｒ：３．００％以下、Ｍｏ：４．００％以下、Ｏ：０〜０．０１％、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管は、溶接される際に、フラックスを含有してもよい。
［フラックスについて］
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属を製造する際のサブマージアーク溶接に用いるフラックスの組成は周知の化学組成であり、限定されない。本発明の実施の形態におけるフラックスはたとえば、質量％で、ＳｉＯ2：１〜３０％、ＭｎＯ：１．０〜３０．０％、ＣａＯ：１．０〜３０．０％、ＣａＦ2：１．０〜６０．０％、ＭｇＯ：１．０〜２０．０％、Ａｌ2Ｏ3：１〜５０％、ＴｉＯ2：１〜３０％、ＢａＯ：１〜２０％、Ｂ2Ｏ3：０．０５〜０．４％、Ｋ2Ｏ：０．１〜２％、Ｌｉ2Ｏ：０．１〜２％以下、ＦｅＯ：０．１〜５％、及び、ＺｒＯ2：１〜２０％を含む組成を有する。本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属を製造する際に用いるフラックスの式（４）で計算される塩基度ＢＩは、０．２〜３．８であるのが好ましい。
ＢＩ＝（ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＢａＯ＋ＣａＦ2＋０．５（ＭｎＯ＋ＦｅＯ））／（ＳｉＯ2＋０．５（Ａｌ2Ｏ3＋ＴｉＯ2）） （４）
本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属を製造する際のサブマージアーク溶接に用いるフラックスの組成は周知の化学組成であり、限定されない。本発明の実施の形態におけるフラックスはたとえば、質量％で、ＳｉＯ2：１〜３０％、ＭｎＯ：１．０〜３０．０％、ＣａＯ：１．０〜３０．０％、ＣａＦ2：１．０〜６０．０％、ＭｇＯ：１．０〜２０．０％、Ａｌ2Ｏ3：１〜５０％、ＴｉＯ2：１〜３０％、ＢａＯ：１〜２０％、Ｂ2Ｏ3：０．０５〜０．４％、Ｋ2Ｏ：０．１〜２％、Ｌｉ2Ｏ：０．１〜２％以下、ＦｅＯ：０．１〜５％、及び、ＺｒＯ2：１〜２０％を含む組成を有する。本発明の実施の形態によるＵＯＥ鋼管用の溶接金属を製造する際に用いるフラックスの式（４）で計算される塩基度ＢＩは、０．２〜３．８であるのが好ましい。
ＢＩ＝（ＣａＯ＋ＭｇＯ＋ＢａＯ＋ＣａＦ2＋０．５（ＭｎＯ＋ＦｅＯ））／（ＳｉＯ2＋０．５（Ａｌ2Ｏ3＋ＴｉＯ2）） （４）
［ＵＯＥ鋼管の製造方法］
ＵＯＥ鋼管の製造方法は、上記母材に対して溶接材料を用いて溶接する工程（溶接工程）と、溶接後の溶接金属に対して応力除去焼鈍を実施する工程（応力除去焼鈍工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。
ＵＯＥ鋼管の製造方法は、上記母材に対して溶接材料を用いて溶接する工程（溶接工程）と、溶接後の溶接金属に対して応力除去焼鈍を実施する工程（応力除去焼鈍工程）とを備える。以下、各工程について詳述する。
［溶接工程］
上述の母材に対して溶接を実施して溶接金属を形成する。母材の形状は特に限定されない。母材は鋼板であってもよいし、鋼管であってもよい。
上述の母材に対して溶接を実施して溶接金属を形成する。母材の形状は特に限定されない。母材は鋼板であってもよいし、鋼管であってもよい。
溶接には、たとえば上述の母材を用いる。溶接方法は特に限定されない。しかしながら、溶接ラインパイプの製造としては、サブマージアーク溶接を採用するのが好ましい。サブマージアーク溶接時の溶接条件は特に限定されない。
［応力除去焼鈍工程］
溶接後、溶接金属に対して応力除去焼鈍を実施する。応力除去焼鈍の方法は特に限定されない。応力除去焼鈍の方法はたとえば、溶接金属を含む溶接部に、バンドヒーター及びインダクションヒーター等の熱処理装置を配置して、応力除去焼鈍を実施する。又は、ＵＯＥ鋼管全体を加熱炉内で加熱する。応力除去焼鈍における熱処理温度、及び、その熱処理温度での保持時間（熱処理時間）は次のとおりである。
溶接後、溶接金属に対して応力除去焼鈍を実施する。応力除去焼鈍の方法は特に限定されない。応力除去焼鈍の方法はたとえば、溶接金属を含む溶接部に、バンドヒーター及びインダクションヒーター等の熱処理装置を配置して、応力除去焼鈍を実施する。又は、ＵＯＥ鋼管全体を加熱炉内で加熱する。応力除去焼鈍における熱処理温度、及び、その熱処理温度での保持時間（熱処理時間）は次のとおりである。
熱処理温度：６００〜６５０℃
熱処理時間：１〜３０時間
熱処理温度が低すぎる場合、又は、熱処理時間が短すぎる場合、応力除去が十分に進まない。一方、熱処理温度が高すぎれば、溶接金属の一部がオーステナイト変態温度を超え、靭性が低下する。また、熱処理時間が長すぎれば、焼戻しが過剰となり、ＳＲ後の溶接金属の強度が低下する。したがって、熱処理温度は６００〜６５０℃であり、熱処理時間は母材の厚さ２０ｍｍ当たり１〜３０時間である。ここで、母材の厚さは、肉厚である。熱処理温度及び熱処理時間がこの条件を満たせば、本発明の実施の形態による溶接金属の引張強さを６００〜７６０ＭＰａ未満とすることができ、かつ、優れた靭性が得られやすい。応力除去焼鈍工程における加熱速度は特に規定しない。
熱処理時間：１〜３０時間
熱処理温度が低すぎる場合、又は、熱処理時間が短すぎる場合、応力除去が十分に進まない。一方、熱処理温度が高すぎれば、溶接金属の一部がオーステナイト変態温度を超え、靭性が低下する。また、熱処理時間が長すぎれば、焼戻しが過剰となり、ＳＲ後の溶接金属の強度が低下する。したがって、熱処理温度は６００〜６５０℃であり、熱処理時間は母材の厚さ２０ｍｍ当たり１〜３０時間である。ここで、母材の厚さは、肉厚である。熱処理温度及び熱処理時間がこの条件を満たせば、本発明の実施の形態による溶接金属の引張強さを６００〜７６０ＭＰａ未満とすることができ、かつ、優れた靭性が得られやすい。応力除去焼鈍工程における加熱速度は特に規定しない。
応力除去焼鈍工程における冷却は放冷でもよい。応力除去焼鈍工程における冷却は、好ましくは水冷である。応力除去焼鈍工程における冷却速度は、１００℃／ｓ以上であることが好ましい。応力除去焼鈍工程における冷却速度が１００℃／ｓ以上であれば、粒界析出物の粗大化や不純物元素の偏析などを抑制する効果が期待できる。その結果、ＳＲ後のＵＯＥ鋼管用の溶接金属の靭性が高まる。
［実施例１］
種々の化学組成及び製造条件でＵＯＥ鋼管用の溶接金属を溶接部に有するＵＯＥ鋼管を製造して、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の強度と靭性とを評価した。
種々の化学組成及び製造条件でＵＯＥ鋼管用の溶接金属を溶接部に有するＵＯＥ鋼管を製造して、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の強度と靭性とを評価した。
［母材の製造］
表１に示す化学組成を有する溶鋼を、実験室にて製造した。溶鋼を用いて、スラブを製造した。
表１に示す化学組成を有する溶鋼を、実験室にて製造した。溶鋼を用いて、スラブを製造した。
スラブに対して、１２５０℃で３０分加熱した後、９００℃以上で熱間圧延を実施して、鋼板を製造した。板厚２０ｍｍの母材鋼板（以下、単に母材という）を製造した。母材を、室温まで水スプレーで冷却した。
［ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の製造］
表２に示す化学組成を有する溶鋼を製造し、溶鋼を用いてインゴットを製造した。インゴットに対して熱間鍛造、熱間圧延及び機械加工して、直径４．０ｍｍの溶接ワイヤを製造した。製造された溶接ワイヤをサブマージアーク溶接用の溶接材料とした。
表２に示す化学組成を有する溶鋼を製造し、溶鋼を用いてインゴットを製造した。インゴットに対して熱間鍛造、熱間圧延及び機械加工して、直径４．０ｍｍの溶接ワイヤを製造した。製造された溶接ワイヤをサブマージアーク溶接用の溶接材料とした。
製造した母材を使って、４電極サブマージアーク溶接により、片側一層の溶接金属を製造した。
４電極サブマージアーク溶接の溶接条件は、次に示すとおりであった。
開先：６０°Ｖ開先、
第１電極：Ｙ１、溶接電流９００Ａ、溶接電圧３３Ｖ、
第２電極：Ｙ２、溶接電流８５０Ａ、溶接電圧３５Ｖ、
第３電極：Ｙ３、溶接電流７００Ａ、溶接電圧４０Ｖ、
第４電極：Ｙ３、溶接電流６５０Ａ、溶接電圧４５Ｖ、
溶接速度：１．５ｍ／ｍｉｎ、
溶接入熱量：４６．７ｋＪ／ｃｍ
開先：６０°Ｖ開先、
第１電極：Ｙ１、溶接電流９００Ａ、溶接電圧３３Ｖ、
第２電極：Ｙ２、溶接電流８５０Ａ、溶接電圧３５Ｖ、
第３電極：Ｙ３、溶接電流７００Ａ、溶接電圧４０Ｖ、
第４電極：Ｙ３、溶接電流６５０Ａ、溶接電圧４５Ｖ、
溶接速度：１．５ｍ／ｍｉｎ、
溶接入熱量：４６．７ｋＪ／ｃｍ
得られた溶接金属に対して、元素組成を測定した。溶接金属の元素組成の測定方法は以下のとおりであった。溶接金属から母材が混入しないように、切粉試験片を採取した。採取した切粉を用いて、ＩＣＰ発光分光分析法を用いて、分析した。得られた溶接金属の元素組成を表４に示す。
溶接後のＵＯＥ鋼管に対して、熱処理温度６３８℃、及び、熱処理時間１２時間で応力除去焼鈍を実施した。その後、空冷した。
［シャルピー衝撃試験］
溶接後の溶接金属から、シャルピー衝撃試験用の試験片（溶接まま試験片）を採取した。さらに、溶接後であって応力除去焼鈍後の溶接金属から、シャルピー衝撃試験用の試験片（ＳＲ後試験片）を採取した。具体的には、溶接後の溶接金属、及び、溶接後であって応力除去焼鈍後の溶接金属にノッチを加工した、フルサイズのＶノッチシャルピー衝撃試験片（ノッチ深さ２ｍｍ）をそれぞれ３本採取した。Ｖノッチシャルピー衝撃試験片は、溶接軸が試験片の平行部長さの中央になるように、かつ、溶接軸と直角方向に採取した。各試験片に対して、０℃にて、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した。試験結果に基づいて、次のとおり靭性判定を行った。３本の試験片のシャルピー衝撃試験値の平均値を求めた。溶接まま試験片（ＳＲ前試験片）において、シャルピー衝撃試験値の平均値が２００Ｊ以上、かつ、ＳＲ後試験片において、シャルピー衝撃試験値の平均値が５０Ｊ以上のものを、合格とした。結果を表５に示す。
溶接後の溶接金属から、シャルピー衝撃試験用の試験片（溶接まま試験片）を採取した。さらに、溶接後であって応力除去焼鈍後の溶接金属から、シャルピー衝撃試験用の試験片（ＳＲ後試験片）を採取した。具体的には、溶接後の溶接金属、及び、溶接後であって応力除去焼鈍後の溶接金属にノッチを加工した、フルサイズのＶノッチシャルピー衝撃試験片（ノッチ深さ２ｍｍ）をそれぞれ３本採取した。Ｖノッチシャルピー衝撃試験片は、溶接軸が試験片の平行部長さの中央になるように、かつ、溶接軸と直角方向に採取した。各試験片に対して、０℃にて、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した。試験結果に基づいて、次のとおり靭性判定を行った。３本の試験片のシャルピー衝撃試験値の平均値を求めた。溶接まま試験片（ＳＲ前試験片）において、シャルピー衝撃試験値の平均値が２００Ｊ以上、かつ、ＳＲ後試験片において、シャルピー衝撃試験値の平均値が５０Ｊ以上のものを、合格とした。結果を表５に示す。
［強度評価試験］
製造された応力除去焼鈍後の溶接金属から、溶接金属が平行部の中央となるように溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１（２００５） Ａ２号）を採取した。引張試験片は、溶接軸方向に採取した。引張試験片の平行部は、肩部を含めてすべて溶着金属となるように採取した。各試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ３１１１（２００５）に準拠して、引張試験を実施した。応力除去焼鈍後の引張強さが６００〜７６０ＭＰａ未満となる場合を合格とした。結果を表５に示す。
製造された応力除去焼鈍後の溶接金属から、溶接金属が平行部の中央となるように溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１（２００５） Ａ２号）を採取した。引張試験片は、溶接軸方向に採取した。引張試験片の平行部は、肩部を含めてすべて溶着金属となるように採取した。各試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ３１１１（２００５）に準拠して、引張試験を実施した。応力除去焼鈍後の引張強さが６００〜７６０ＭＰａ未満となる場合を合格とした。結果を表５に示す。
［溶接金属のアシキュラーフェライトの面積率］
上述のＳＲ後の溶接金属から、断面ミクロ試験片を採取した。このミクロ試験片を、研磨、腐食して、組織を現出した。任意の５視野を１００倍で観察して、アシキュラーフェライトの面積率を求めた。アシキュラーフェライトの面積率は、本発明例ではすべて５０面積％以上であった。
上述のＳＲ後の溶接金属から、断面ミクロ試験片を採取した。このミクロ試験片を、研磨、腐食して、組織を現出した。任意の５視野を１００倍で観察して、アシキュラーフェライトの面積率を求めた。アシキュラーフェライトの面積率は、本発明例ではすべて５０面積％以上であった。
［試験結果］
表４及び表５を参照して、試験番号１〜試験番号８は、溶接まま試験片の靭性（溶接まま靭性ｖＥ0）が２００Ｊ以上であり、かつ、ＳＲ後の靭性（ＳＲ後靭性ｖＥ0）が５０Ｊ以上であった。さらに、ＳＲ後の引張強さ（ＳＲ後ＴＳ）が６００〜７６０ＭＰａ未満であった。
表４及び表５を参照して、試験番号１〜試験番号８は、溶接まま試験片の靭性（溶接まま靭性ｖＥ0）が２００Ｊ以上であり、かつ、ＳＲ後の靭性（ＳＲ後靭性ｖＥ0）が５０Ｊ以上であった。さらに、ＳＲ後の引張強さ（ＳＲ後ＴＳ）が６００〜７６０ＭＰａ未満であった。
一方、試験番号９及び試験番号１０は、Ｆ１が２０．３以上であった。そのため、ＳＲ後靭性ｖＥ0が５０Ｊ未満であった。
試験番号１１は、Ｂ含有量が高く、Ｆ１も２０．３以上であった。そのため、ＳＲ後靭性ｖＥ0が５０Ｊ未満であった。
試験番号１２は、Ｆ１が２０．３以上であった。さらに、Ｆ３が０．２０未満であった。そのため、溶接まま靭性ｖＥ0が２００Ｊ未満であった。
試験番号１３は、Ｆ３が１．００を超えた。そのため、溶接まま靭性ｖＥ0が２００Ｊ未満であった。
試験番号１４は、Ｃ含有量が低かった。そのため、ＳＲ後ＴＳが６００ＭＰａ未満であった。
試験番号１５は、Ｆ２が１．９０を超えた。そのため、ＳＲ後ＴＳが７６０ＭＰａ以上となった。
［実施例２］
種々の化学組成及び製造条件でＵＯＥ鋼管用の溶接金属及びＵＯＥ鋼管を製造して、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の強度と靭性とを評価した。
種々の化学組成及び製造条件でＵＯＥ鋼管用の溶接金属及びＵＯＥ鋼管を製造して、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属の強度と靭性とを評価した。
［母材の製造］
表６に示す化学組成を有する溶鋼を実機工場にて製造した。溶鋼を用いて、スラブを製造した。
表６に示す化学組成を有する溶鋼を実機工場にて製造した。溶鋼を用いて、スラブを製造した。
連続鋳造で製造したスラブの制御圧延と制御冷却により、板厚２２ｍｍの母材鋼板（以下、単に母材という）を製造した。試験番号１６の母材及び試験番号１７の母材の引張強さ（ＴＳ）は、それぞれ７７１ＭＰａ及び７７４ＭＰａであった。試験番号１６の母材及び試験番号１７の母材の降伏強さ（ＹＳ）はそれぞれ６３３ＭＰａ及び６４１ＭＰａであった。試験番号１６の母材及び試験番号１７の母材の降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ）はそれぞれ８２％及び８３％であった。
製造した母材をＵＯプレス成形（Ｕプレスとそれに続くＯプレスによる成形）により、Ｏ字状のオープンパイプに成形した。オープンパイプの内外面から各１層のサブマージアーク溶接を行い、外形２１インチ（５３．３ｃｍ）の溶接鋼管（１２ｍ）を製造した。製造した溶接鋼管を、拡管率１．０％で拡管した。なお、このときに使用した溶接材料及びフラックスは実施例１と同様である。
サブマージアーク溶接の溶接条件は、次に示すとおりであった。
内面溶接条件は、開先：６０°Ｖ開先、第１電極：Ｙ１、第２電極：Ｙ２、第３電極：Ｙ３、溶接入熱量：３８．５ｋＪ／ｃｍであった。
外面溶接条件は、開先：６０°Ｖ開先、第１電極：Ｙ１、第２電極：Ｙ２、第３電極：Ｙ３、第４電極：Ｙ３、溶接入熱量：４７．４ｋＪ／ｃｍであった。
内面溶接条件は、開先：６０°Ｖ開先、第１電極：Ｙ１、第２電極：Ｙ２、第３電極：Ｙ３、溶接入熱量：３８．５ｋＪ／ｃｍであった。
外面溶接条件は、開先：６０°Ｖ開先、第１電極：Ｙ１、第２電極：Ｙ２、第３電極：Ｙ３、第４電極：Ｙ３、溶接入熱量：４７．４ｋＪ／ｃｍであった。
得られたＵＯＥ鋼管の溶接金属に対して、元素組成を測定した。溶接金属の元素組成の測定方法は以下のとおりであった。溶接金属から母材が混入しないように、切粉試験片を採取した。採取した切粉を用いて、ＩＣＰ分光分析法を用いて、分析した。得られた溶接金属の元素組成を表７に示す。
溶接後のＵＯＥ鋼管に対して、熱処理温度６３８℃、及び、熱処理時間１２時間で応力除去焼鈍を実施した。その後、空冷した。
［シャルピー衝撃試験］
溶接後の溶接金属から、シャルピー衝撃試験用の試験片（溶接まま試験片）を採取した。さらに、溶接後であって応力除去焼鈍後の溶接金属から、シャルピー衝撃試験用の試験片（ＳＲ後試験片）を採取した。具体的には、溶接後の溶接金属、及び、溶接後であって応力除去焼鈍後の溶接金属にノッチを加工した、フルサイズのＶノッチシャルピー衝撃試験片（ノッチ深さ２ｍｍ）をそれぞれ３本採取した。Ｖノッチシャルピー衝撃試験片は、溶接軸が試験片の平行部長さの中央になるように、かつ、溶接軸と直角方向に採取した。各試験片に対して、０℃にて、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した。試験結果に基づいて、次のとおり靭性判定を行った。３本の試験片のシャルピー衝撃試験値の平均値を求めた。溶接まま試験片において、シャルピー衝撃試験値の平均値が２００Ｊ以上、かつ、ＳＲ後試験片において、シャルピー衝撃試験値の平均値が５０Ｊ以上のものを、合格とした。結果を表８に示す。
溶接後の溶接金属から、シャルピー衝撃試験用の試験片（溶接まま試験片）を採取した。さらに、溶接後であって応力除去焼鈍後の溶接金属から、シャルピー衝撃試験用の試験片（ＳＲ後試験片）を採取した。具体的には、溶接後の溶接金属、及び、溶接後であって応力除去焼鈍後の溶接金属にノッチを加工した、フルサイズのＶノッチシャルピー衝撃試験片（ノッチ深さ２ｍｍ）をそれぞれ３本採取した。Ｖノッチシャルピー衝撃試験片は、溶接軸が試験片の平行部長さの中央になるように、かつ、溶接軸と直角方向に採取した。各試験片に対して、０℃にて、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した。試験結果に基づいて、次のとおり靭性判定を行った。３本の試験片のシャルピー衝撃試験値の平均値を求めた。溶接まま試験片において、シャルピー衝撃試験値の平均値が２００Ｊ以上、かつ、ＳＲ後試験片において、シャルピー衝撃試験値の平均値が５０Ｊ以上のものを、合格とした。結果を表８に示す。
［強度評価試験］
製造された応力除去焼鈍後の溶接金属から、溶接金属が平行部の中央となるように溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１（２００５） Ａ２号）を採取した。引張試験片は、溶接軸方向に採取した。引張試験片の平行部は、肩部を含めてすべて溶着金属となるように採取した。各試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ３１１１（２００５）に準拠して、引張試験を実施した。応力除去焼鈍後の引張強さが６００〜７６０ＭＰａ未満となる場合を合格とした。結果を表８に示す。
製造された応力除去焼鈍後の溶接金属から、溶接金属が平行部の中央となるように溶接線方向に引張試験片（ＪＩＳ Ｚ３１１１（２００５） Ａ２号）を採取した。引張試験片は、溶接軸方向に採取した。引張試験片の平行部は、肩部を含めてすべて溶着金属となるように採取した。各試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ３１１１（２００５）に準拠して、引張試験を実施した。応力除去焼鈍後の引張強さが６００〜７６０ＭＰａ未満となる場合を合格とした。結果を表８に示す。
［溶接金属のアシキュラーフェライトの面積率］
上述のＳＲ後の溶接金属から、断面ミクロ試験片を採取した。このミクロ試験片を、研磨、腐食して、組織を現出した。任意の５視野を１００倍で観察して、アシキュラーフェライトの面積率を求めた。アシキュラーフェライトの面積率は、本発明例では５０面積％以上であった。
上述のＳＲ後の溶接金属から、断面ミクロ試験片を採取した。このミクロ試験片を、研磨、腐食して、組織を現出した。任意の５視野を１００倍で観察して、アシキュラーフェライトの面積率を求めた。アシキュラーフェライトの面積率は、本発明例では５０面積％以上であった。
［試験結果］
表７及び表８を参照して、試験番号１７は、溶接まま試験片の靭性（溶接まま靭性ｖＥ0）が２００Ｊ以上であり、かつ、ＳＲ後靭性が５０Ｊ以上であった。さらに、ＳＲ後の引張強さＴＳが６００〜７６０ＭＰａ未満であった。
表７及び表８を参照して、試験番号１７は、溶接まま試験片の靭性（溶接まま靭性ｖＥ0）が２００Ｊ以上であり、かつ、ＳＲ後靭性が５０Ｊ以上であった。さらに、ＳＲ後の引張強さＴＳが６００〜７６０ＭＰａ未満であった。
一方、試験番号１６は、Ｆ１が２０．３以上であった。そのため、ＳＲ後靭性ｖＥ0が５０Ｊ未満であった。
このように本発明の要件を満足する場合のみ、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属は中程度の強度（引張強さ６００〜７６０ＭＰａ未満）及び優れた靭性を有することが明らかであり、得られたＵＯＥ鋼管も中程度の強度及び優れた靭性を有する。
本発明によれば、中程度の強度及び優れた靭性を有するＵＯＥ鋼管用の溶接金属、及び、それを溶接部に有するＵＯＥ鋼管が得られる。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１０未満、
Ｍｎ：１．００〜１．８０％、
Ｃｒ：０．１０〜１．００％、
Ｏ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
Ｃｕ：０．１０〜１．００％、
Ｎｉ：０．１０〜１．００％、
Ｂ：０．０００１〜０．００５５％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、
Ｗ：０〜０．１０％、
Ｂｉ：０〜０．０２０％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
ＲＥＭ：０〜０．０１０％、
Ｚｒ：０〜０．０１０％、及び、
残部Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、応力除去焼鈍後の引張強さが６００〜７６０ＭＰａ未満であり、応力除去焼鈍後の０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ0が５０Ｊ以上である、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属。
（（Ｍｎ＋Ｍｏ）／Ｃｒ）＋８７５（Ｐ＋Ｂ）＜２０．３ （１）
１．５０≦Ｍｎ＋Ｃｒ≦１．９０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 - 請求項１に記載のＵＯＥ鋼管用の溶接金属であって、
前記化学組成は、式（３）を満たす、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属。
０．２０≦Ａｌ／Ｏ≦１．００ （３）
ここで、式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 - 請求項１又は請求項２に記載のＵＯＥ鋼管用の溶接金属であって、
前記化学組成は、
Ｗ：０．０１〜０．１０％を含有する、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属。 - 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のＵＯＥ鋼管用の溶接金属であって、
前記化学組成は、
Ｂｉ：０．００１〜０．０２０％を含有する、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属。 - 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のＵＯＥ鋼管用の溶接金属であって、
前記化学組成は、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
希土類元素：０．０００１〜０．０１０％、及び、
Ｚｒ：０．００１〜０．０１０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、ＵＯＥ鋼管用の溶接金属。 - 請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の化学組成を有するＵＯＥ鋼管用の溶接金属を溶接部に有する、ＵＯＥ鋼管。
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| JP2019046726A JP2020147796A (ja) | 2019-03-14 | 2019-03-14 | Ｕｏｅ鋼管用の溶接金属及びそれを溶接部に有するｕｏｅ鋼管 |
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|---|---|---|---|---|
| JP7380959B1 (ja) | 2022-09-05 | 2023-11-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | レーザ溶接方法およびレーザ溶接継手の製造方法 |
| WO2024053160A1 (ja) * | 2022-09-05 | 2024-03-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | レーザ溶接方法およびレーザ溶接継手 |
-
2019
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