JP2013142160A - 耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】本発明では、耐溶接割れ性を低下させることなく、高生産性、低コストで製造できる耐スラリー腐食摩耗溶接鋼管およびその製造方法を供給することを目的とする。
【解決手段】厚鋼板を筒状に冷間加工し、突合せ溶接した溶接鋼管であって、該溶接鋼管の母材および溶接金属の化学成分が特定組成であり、ビッカース硬さ（Ｈｖ）で、前記溶接鋼管の母材がＨｖ１５０〜２５０で、前記溶接金属がＨｖ２３０〜３５０で、溶接熱影響部がＨｖ１５０〜３５０であり、さらに、前記溶接金属において、アスペクト比が５以上のＦｅ、Ｍｎ、Ｔｉの中から選ばれる１種以上を含有した硫化物の分散密度が１０個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管。
【選択図】図1

Description

本発明は、砂利や石炭などの鉱物資源、オイルサンドなどをスラリー状にして輸送する際に用いられる配管に使用される溶接鋼管、特に、これらの輸送物による腐食摩耗が問題となる部位に用いられるスラリー輸送用の耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管およびその製造方法に関する。

砂利や石炭などの鉱物資源、オイルサンドなどをスラリー状にして輸送する際に用いられるスラリー輸送配管では、これらの輸送物による腐食と摩耗の繰り返しにより管体の減肉が生じる。このため、配管は一定以上の減肉量になると取替える必要があり、取替えする配管の材料費、施工費、さらには、取替え時のパイプラインあるいはプラントの操業停止による輸送量、生産減少が問題となる。従って、これらの配管には、腐食および摩耗による減肉が生じないか、または減肉が生じても減肉速度の遅い溶接鋼管を適用することが望まれる。

鋼管の腐食と摩耗に関する特性のうち、鋼管の耐摩耗性は、鋼管の硬さとよく対応することが知られているが、鋼管素材の硬さを高くすることは、冷間加工性を著しく阻害することとなり、ＵＯＥやプレスベンドなどの高能率な造管方法による溶接鋼管を製造することが難しくなる。このような理由から、一般的に、建機・産業機械分野向けに開発されている硬さの高い耐摩耗鋼板をそのまま鋼管素材として用いることはできない。

また、鋼管の硬さを上げるために、Ｃなどの合金元素を多量に添加すると、溶接性が低下し、溶接鋼管のシーム溶接時の高い温度での予熱や後熱が必要となる。また、鋼管の硬さを上げると、溶接割れが発生し、割れ発生箇所を補修する頻度も増えることから、生産性の低下が避けられない。このようなことから、耐摩耗鋼管は、耐摩耗性と冷間加工性、さらには溶接性等、相反する特性を具備する必要がある。

また鋼管の耐食性を向上させるために、オーステナイト系ステンレス鋼に代表されるようにＮｉ、Ｃｒ等の元素を多量に添加することや、さらにＣｕを多量に添加する方法が知られている。しかし、これらの方法は、合金元素を多量に添加するため製造コストが上昇し、さらに溶接性の低下が避けられず、耐摩耗性向上についての検討もされていない。

これに関し、特許文献１では、鋼管素材のＳｉの含有量を０．５〜２．０％とし、鋼管成形後に２相域加熱焼入れ処理を行うことで、ミクロ組織にマルテンサイト組織を導入し、優れた耐スラリー腐食摩耗性を確保する方法が開示されている。

また、特許文献２では、鋼管素材のＳｉの含有量を０．５〜２．０％とし、鋼管成形後に２相域に加熱し曲げ加工を加えることで、ミクロ組織にマルテンサイト組織を導入し、優れた耐スラリー腐食摩耗性を確保したベンド鋼管を製造する方法が開示されている。

また、特許文献３では、特許文献１および２と同様の方法で製造した溶接鋼管の硬さを２００から３５０にすることで、耐スラリー腐食摩耗性と溶接性を両立する方法が開示されている。

また、特許文献４では、シームレス鋼管において鋼管素材のＳｉの含有量を０．５〜２．０％とし、２相域に加熱してから２段階冷却を行い、ミクロ組織にマルテンサイト組織を導入し、優れた耐スラリー腐食摩耗性と靭性を両立する方法が開示されている。

特許文献５〜７では、鋼管母材のＣを０．４〜０．５％にし、鋼管成型後に鋼管を加熱し、内面から水冷焼入れすることで、鋼管内面の耐摩耗性を確保する方法が開示されている。

特許文献８には、シームレス鋼管の熱間圧延後に外面がフェライト変態を完了し、内面がフェライト変態を完了していない段階で内面側を水冷することで、鋼管内面の耐摩耗性を確保する方法が開示されている。

特許文献９には、低合金鋼とそれより焼入性の高い溶融合金鋼の複層スラブを用い、鋼管成型後に鋼管を加熱し、内面のみ冷却することで耐摩耗性を確保する方法が開示されている。また、特許文献１０には、特許文献９と同様のスラブを用い、熱間圧延後、溶融合金鋼側を水冷することにより、耐摩耗性を確保する方法が開示されている。特許文献１１および１２には、複層スラブを用い、鋼管素材の外層のＣを０．２〜０．６％とすることで耐摩耗性を確保し、内層のＣを０．０１〜０．３０％とすることでその他の特性を確保する方法が開示されている。

また、特許文献１３には、内面側合せ材に高炭素鋼を用いたクラッド鋼管においてシーム溶接の少なくとも内面最表層の溶接パスに合せ材よりもＣの高い溶接材料を用いて肉盛溶接を行うことで、内面最表層溶接部の耐摩耗性とその他の溶接部の健全性を確保する方法が開示されている。

特許文献１４には、スラリー腐食摩耗性の異なる複数の円弧状鋼板の端部を溶接することで鋼管とし、スラリーに接触する部分の耐スラリー腐食摩耗性を確保する方法が開示されている。また、特許文献１５には、板厚の異なる複数の円弧状鋼板の端部を溶接することで鋼管とし、スラリーに接触する部分の耐スラリー腐食摩耗性を確保する方法が開示されている。

特許文献１６には、鉱滓を主原料とした結晶化物質を鋼管に内張りすることで鋼管内面の耐摩耗性を確保する方法が開示されている。また、特許文献１７には、Ａｌ被覆鋼管の界面のＦｅ−Ａｌ合金層の厚さを大きくすることで耐スラリー腐食摩耗性を確保する方法が開示されている。

特許文献１８には、Ｃｕを添加し耐食性を向上し、Ｐを添加しバンド状組織にすることにより、Ｓを添加することなく耐スラリー腐食摩耗性を向上させた耐溝食性に優れた電縫鋼管を製造する方法が開示されている。さらに、特許文献１９には、溝食防止効果を利用するため、Ｃｕを添加し、Ｓｉ添加量をできるだけ抑え、耐スラリー腐食摩耗性を向上させた電縫鋼管の製造方法が開示されている。

特開平６−２２０５３４号公報 特開平６−１５８１６３号公報 特開平７−９０４８９号公報 特開平９−１８４０１４号公報 特開平８−２９５９３４号公報 特開平８−２９５９８８号公報 特開平８−２９５９８９号公報 特開平１−２３４５２０号公報 特開平４−５２０２６号公報 特開平４−５６７２６号公報 特開平５−９８３５１号公報 特開平５−９８３９０号公報 特開平１０−８１９１号公報 特開昭６２−２２０２１５号公報 特開昭６２−２２０２１７号公報 特開昭５０−４８５１９号公報 特開昭４９−８３９１６号公報 特開昭５８−９３８５５号公報 特開昭５９−９６２４４号公報

しかし、特許文献１〜４で開示されている方法は、いずれも鋼管を２相域まで加熱し焼入れする必要があり、鋼管の焼入れ装置が必要であることや焼入れによる鋼管の真円度の低下、さらには生産能率の低下が問題になる。この点、鋼管素材段階で２相域熱処理を実施することでも耐摩耗性は確保できるが、その場合、高強度化しすぎることで冷間加工による鋼管形状への成形が困難になる。

特許文献５〜７で開示されている方法は、鋼管全体を熱処理しないため、特許文献１〜４に比べてやや簡便であり、真円度も確保しやすいが、鋼管の内面を焼入れする必要があり、鋼管内面の焼入れ装置が必要なことや、生産能率の低下が問題になる。また、鋼管内面のみ高硬度化させた場合、鋼管の減肉速度が一定でなくなり、予寿命評価が困難なことも課題である。また、内面焼入れにより耐摩耗性を確保するためには、鋼管素材のＣを高くする必要があり、溶接性の低下が問題となる。また、特許文献８で開示されている方法は、シームレス鋼管の熱間圧延後の内外面の冷却速度の差を利用したものであり、溶接鋼管への適用は困難である。

特許文献９〜１３に開示されている方法は、いずれも複層スラブあるいはクラッドを用いたものであるが、複層スラブやクラッドの製造には多大なコストがかかることが問題である。

特許文献１４および１５は、円弧状の板を製造する必要があり、また少なくとも２本以上のシーム溶接部が必要であるため、製造性に問題がある。

特許文献１６は、鋼管内面に耐摩耗性材料を内張りする方法の一例であるが、鋼管内面に内張りを施すことは、生産コストを著しく増大させるため有効な手段とはいえない。また、鋼管にウレタンなどをライニング加工することも一般的に行われているが、生産コストの観点から有効な手段とはいえない。

特許文献１７は、Ａｌ被覆鋼管を用いる方法であるが、Ａｌを被覆することはコストの増大を招くとともに、Ｆｅ−Ａｌ合金層は脆い金属間化合物であるため、靭性が大幅に低下することが問題である。

特許文献１８および１９は、Ｃｕ添加により耐スラリー腐食摩耗性を確保する発明であるが、Ｃｕを添加するのみでは、スラリー腐食に対して十分な抵抗力を付与することができず、さらに、本発明で対象としている溶接鋼管として用いる場合に、溶融溶接部の特性を確保する方法が開示されていない。

上述したように、従来の技術では、コストの増大や、生産性の低下、溶接性の劣化、成形性の劣化を招き、また、特別な装置を必要とするものであり、これらの特性を劣化させることなく耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管を製造することは困難であった。

そこで、本発明では、耐溶接割れ性を低下させることなく、高生産性、低コストで製造できる耐スラリー腐食摩耗溶接鋼管およびその製造方法を供給することを目的とする。

本発明者らは、前記の課題を解決するために、鋼管素材および溶接金属それぞれの化学成分、金属組織、析出物分散形態、硬さ等に着目して検討を行い、以下の知見を得た。
以下の説明で、鋼管素材とは溶接鋼管を製造するための鋼板をいい、この鋼板をＵＯＥやプレスベンドのような冷間加工によって筒状の形状として、その端部を突合せ溶接して、溶接鋼管とする。溶接鋼管は、溶接金属、溶接熱影響部およびこれら以外の母材とからなる。すなわち、鋼管素材の諸特性は溶接鋼管の母材のそれと同じと考えてもよい。そこで、以下の説明では、鋼材の特性を云う場合に、主として溶接前であれば「鋼管素材」と云い、溶接以後であれば「溶接鋼管の母材」または単に「鋼管の母材」、「母材」と云うことにし、区別する必要が無い場合にはこれらの用語を適宜用いることにする。

まず、鋼管素材の化学成分、組織形態と耐摩耗性、曲げ加工性の関係について検討を行った。スラリーによる腐食および摩耗現象の研究で、腐食は耐食性元素を添加することで防ぐことができることは知られている。そこで、本発明では、耐食性元素の中でもＣｒに着目し、１．０％を超えて添加した鋼を用いて以下の検討を行った。その結果、曲げ加工性は鋼管素材の硬さによってほぼ一義的に整理できるのに対し、耐スラリー腐食摩耗性は硬さに加え、析出物の分散形態にも影響されることを見出した。すなわち、鋼材の溶鋼段階に晶出するような比較的粗大な析出物がマトリクス中に均一に分散する鋼管素材は、著しく耐スラリー腐食摩耗性に優れているのである。そこで、金属組織の基地相を柔らかいフェライト組織とパーライト組織の混合組織（以下「フェライト＋パーライト組織」と略す場合もある。）とし、硬さを低減することで曲げ加工性を向上させ、ＴｉとＣを含有する化学成分とすることでＴｉＣなどの硬質第２相をマトリクス中に均一に分散させる耐スラリー腐食摩耗性を向上させた。

この鋼管素材を用いることで、ＵＯＥやプレスベンドのような冷間加工によって、優れた耐スラリー腐食摩耗性を有する溶接鋼管が製造できる。また、本発明の鋼管素材は、ＴｉＣを分散させるために、通常の低炭素鋼よりもＣを多く含有することがあるため、突合せ溶接における溶接性も解決すべき課題となる。

さらに、本発明では溶接時の高温割れの発生メカニズムに着目して検討を行い、以下の知見を得た。通常の高炭素鋼の溶接では凝固時に、Ｓが未凝固部に濃縮しＦｅＳを形成する。このＦｅＳは延性の低いフィルム状の硫化物であるので、冷却中に溶接金属が割れる原因となる。すなわち、Ｔｉを多量に添加することによって球状のＴｉＳを析出させ、フィルム状の硫化物であるＦｅＳの生成を抑制し、高温割れ感受性を低くできるのである。
さらに、溶接部の急冷凝固中にＴｉＳを生成させるためには、ＴｉはＳの化学量論比から決まる質量％比よりも３倍以上必要であるとの知見を得た。

また、低温割れに関しては、炭素等量などの化学成分や溶接条件を制御し、硬さをＨｖ３５０以下にすることにより、感受性を低減できることも見出した。

本発明は、以上の知見をもとにさらに検討を加えたもので、
［１］ 厚鋼板を筒状に冷間加工し、突合せ溶接した溶接鋼管であって、
該溶接鋼管の母材の化学成分が、
質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．４０％未満、Ｓｉ：０．０５％以上０．５％未満、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０超４．０％以下、Ｔｉ：０．１％以上１．２％以下、を含有し、さらに、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｗ：０．０５％以上１．００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下の中から選択された１種以上を含有し、
下記（１）式で示されるＣｅｑが０．５５以下で、下記（２）式で示されるＤＩ＊が６０未満であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
前記溶接鋼管の溶接金属の化学成分が、
質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．３０％未満、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％未満、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０超４．０％以下、Ｔｉ：０．０５％以上１．２％以下、Ｎ：０．００８以下、Ｏ：０．０２％以上０．０８％以下、さらに、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｗ：０．０５％以上１．００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、
下記（１）式で示されるＣｅｑが０．５５以下で、下記（３）式で示されるＵＣＳが４２未満で、下記（４）式で示されるＰＴＩが０以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
ビッカース硬さ（Ｈｖ）で、前記溶接鋼管の母材がＨｖ１５０〜２５０で、前記溶接金属がＨｖ２３０〜３５０で、溶接熱影響部がＨｖ１５０〜３５０であり
さらに、前記溶接金属において、アスペクト比が５以上のＦｅ、Ｍｎ、Ｔｉの中から選ばれる１種以上を含有した硫化物の分散密度が１０個／ｍｍ^２以下である、
ことを特徴とする耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）式
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ＊）^０．５×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＊＋１）×（１．５×Ｗ＊＋１） ・・・（２）式
ただし、Ｃ＊＝Ｃ−１／４×（Ｔｉ−４８／１４×Ｎ）、Ｍｏ＊＝Ｍｏ×［１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４×Ｎ）］、Ｗ＊＝Ｗ×［１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４×Ｎ）］
ＵＣＳ＝２３０×Ｃ−１２．３×Ｓｉ−５．４×Ｍｎ＋７５×Ｐ+１９０×Ｓ−１４×Ａｌ＋４５×Ｎｂ−１ ・・・（３）式
ＰＴＩ＝Ｔｉ−１．５×（Ｏ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ−４．５×Ｓ ・・・（４）式
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。
［２］さらに、前記溶接鋼管の母材および前記溶接金属の少なくともいずれかの化学成分が、質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上１．０００％以下およびＶ：０．００５％以上１．０００％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする前記［１］に記載の耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管。
［３］さらに、前記鋼管母材の金属組織が、フェライト組織とパーライト組織を基地組織とし、該基地組織中に硬質相が分散していることを特徴とする前記［３］または［２］に記載の耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管。
［４］さらに、前記硬質相の分散密度が、４００個／ｍｍ^２以上であることを特徴とする前記［３］に記載の耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管。
［５］前記［１］〜［４］のいずれか１つに記載の耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管を製造するに際し、スラブを熱間圧延後、２℃／ｓ以下の冷却速度で４００℃以下まで冷却し、厚鋼板を製造し、該厚鋼板を筒状に冷間加工し、突合せ溶接を行うことを特徴とする耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管の製造方法。
［６］前記突合せ溶接をサブマージアーク溶接により行うことを特徴とする前記［５］に記載の耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管の製造方法。

本発明により、ＵＯＥやプレスベンドのような冷間加工によって、優れた耐スラリー腐食摩耗性を有する溶接鋼管が製造できる。スラリー輸送用の耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管の製造が可能となり、産業上極めて有効である。

耐スラリー摩耗特性を評価するための試験片回転型の摩耗試験装置

以下に本発明の各構成要件の限定理由について項目を分けて説明する。なお、以下、化学成分の単位は全て質量％とし、硬さは全てビッカース硬さ（Ｈｖ）で測定するものとする。

１．溶接鋼管の母材（鋼管母材）の化学成分
はじめに母材の化学成分の限定理由を説明する。

Ｃ：０．０５％以上０．４０％未満
Ｃは、金属組織において基地相の硬さを向上させて耐摩耗性を向上させるとともに、硬質な第二相（以下、硬質相ともいう。）としてのＴｉ炭化物を形成し、耐摩耗性の向上に、有効な元素であり、このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、０．４０％以上の含有は、硬質相としての炭化物が粗大になり、曲げ加工時に炭化物を起点として割れが発生するだけでなく、シーム溶接時に溶接熱影響部の硬さを増大させることになり、低温割れ感受性が高まる。このため、Ｃは０．０５以上０．４０％未満の範囲に規定した。なお、好ましくは０．１５％以上０．３５％以下である。

Ｓｉ：０．０５％以上０．５％未満
Ｓｉは、脱酸元素として有効な元素であり、このような効果を得るためには０．０５％以上の含有を必要とする。また、Ｓｉは、鋼に固溶して固溶強化により高硬度化に寄与する有効な元素であるが、０．５％以上の含有は、延性、靱性を低下させ、さらに介在物量が増加するなどの問題を生じる。このため、Ｓｉは０．０５％以上０．５％未満の範囲に限定する。なお、好ましくは０．０５％以上０．４０％以下である。

Ｍｎ：０．１％以上２．０％％以下
Ｍｎは、固溶強化により高硬度化に寄与する有効な元素であり、このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Ｍｎは０．１〜２．０％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．１％以上１．６０％以下である。

Ｐ：０．０１％以下
Ｐは不純物元素であり、鋼管母材の靱性や溶接金属の耐高温割れ感受性の観点から低い方がよい。しかしながら、Ｐを低減するためには、製鋼工程におけるコスト増大を招くため０．０１％まで許容することができる。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは不純物元素であり、鋼管母材の延性や溶接金属の耐高温割れ感受性の観点から低い方がよい。しかしながら、Ｓを低減するためには、製鋼工程におけるコスト増大を招くため０．０１％まで許容することができる。

Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、このような効果は、０．００２０％以上の含有で認められるが、０．１％を超える多量の含有は、鋼の清浄度を低下させる。このため、Ａｌは０．１％以下に限定する。
Ｃｒ：１．０％超４．０％以下
Ｃｒは、耐食性元素であり、耐スラリー腐食摩耗性を向上させるために必要な元素である。その効果は、１．０％を超えると現れるため、下限を１．０％とした。一方で、４．０％を超えると溶接性などを劣化させるため上限を４．０％とした。より好ましくは３．０％、さらに好ましくは２．５％である。

Ｔｉ：０．１％以上１．２％以下
Ｔｉは、Ｃとともに本発明における重要な元素であり、耐摩耗性向上に寄与する硬質相としてＴｉ炭化物を形成する必須の元素である。このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。一方、１．２％を超えるＴｉの含有は、硬質相のＴｉ系炭化物が粗大化し、曲げ加工時に粗大な硬質相を起点として割れが発生する。このため、Ｔｉは０．１％以上１．２％以下とする。好ましくは、０．１％以上０．８％以下の範囲である。

本発明では、鋼管素材の強度確保などの観点から以下に規定する元素を１種以上選択的に添加することができる。鋼管素材の強度確保などの観点から以下に規定する元素の中から母材と溶接金属それぞれ独立にもしくは母材と同じ成分系になるように選択された１種以上を添加することができる。

Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下
Ｃｕは固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、この効果を得るためには０．１％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超える含有は、熱間加工性を低下させる。このため、Ｃｕは添加する場合、０．１％以上１．０％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１％以上０．５％以下である。

Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下
Ｎｉは固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、このような効果は０．１％以上の含有で顕著となる。一方、２．０％を超える含有は、材料コストを著しく上昇させる。このためＮｉは添加する場合、０．１％以上２．０％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１％以上１．０％以下である。
Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．００％を超えて含有すると溶接性を低下させることがある。そのため、Ｍｏは添加する場合、０．０５％以上１．００％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５％以上０．４０％以下である。

Ｗ：０．０５％以上１．００％以下
Ｗは、焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．００％を超えて含有すると溶接性を低下させることがある。そのため、Ｗは添加する場合、０．０５％以上１．００％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５％以上０．４０％以下である。
なお、ＭｏやＷは、ＴｉＣに固溶するため、硬質相の質量を増加させる効果も有する。

Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下
Ｂは、粒界に偏析し、粒界を強化して、靱性向上に有効に寄与する元素であり、このような効果を得るためには、０．０００３％以上の含有が必要である。一方、０．００３０％を超える含有は、溶接性を低下させることがある。このため、Ｂは添加する場合、０．０００３％以上０．００３０％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０００３％以上０．００１５％以下である。

さらに、鋼管素材の強度確保などの観点から以下に規定する元素を１種以上選択的かつ任意的に添加することができる。

Ｎｂ：０．００５％以上１．０００％以下
Ｎｂは、Ｔｉと複合して添加することにより、Ｔｉ、Ｎｂの複合炭化物（（ＮｂＴｉ）Ｃ）を形成し、硬質な第二相として分散し、耐摩耗性向上に有効に寄与する元素である。このような耐摩耗性向上効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、１．０００％を超える含有は、硬質な第二相（Ｔｉ，Ｎｂの複合炭化物）が粗大化し、曲げ加工時に硬質な第二相（Ｔｉ，Ｎｂの複合炭化物）を起点として割れが発生する。このため、添加する場合は、Ｎｂは０．００５％以上１．０００％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１％以上０．５％以下である。

Ｖ：０．００５％以上１．０００％以下
Ｖは、Ｔｉと複合して添加することにより、Ｎｂと同様に、Ｔｉ、Ｖの複合炭化物（（ＶＴｉ）Ｃ）を形成し、硬質な第二相として分散し、耐摩耗性向上に有効に寄与する元素である。このような耐摩耗性向上効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超える含有は、硬質な第二相（Ｔｉ，Ｖの複合炭化物）が粗大化し、曲げ加工時に硬質な第二相（Ｔｉ，Ｖの複合炭化物）を起点として割れが発生する。このため、添加する場合は、Ｖは０．００５％以上１．０００％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１％以上０．５％以下である。

なお、ＮｂとＶを複合して添加する場合には、硬質の第二相が（ＮｂＶＴｉ）Ｃとなり、単独添加の場合と同様に耐摩耗性を向上させる効果を有する。

また、一般的な鋼管素材の製造においては、特別に高清浄鋼とする真空精錬等によらなければＮの含有は避けられず、また意図的に含有させる場合もあるが、Ｎを含有する場合には、炭化物の他に、炭窒化物が形成される場合もあり、この炭窒化物でも炭化物と同様の効果が得られる。但し、Ｎ含有量が０．０１％を超える場合には、炭窒化物中のＮの割合が増加し、硬質第二相の硬度が低下するため、耐摩耗性の劣化が懸念される場合がある。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。

Ｃｅｑ：０．５５以下
Ｃｅｑは、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５と定義する。ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。

Ｃｅｑは、溶接熱影響部の焼入れ性を示す指数であり、この値が大きいほど溶接熱影響部の硬さが上昇し、低温割れ感受性が高くなる。本発明の溶接鋼管の場合、鋼管素材のＣｅｑが０．５５を超えるとシーム溶接熱影響部の最高硬さが３５０を超え、予熱なしでは低温割れの発生を回避できないため、Ｃｅｑの上限を０．５５とする。

ＤＩ＊：６０未満
下記（２）式で表されるＤＩ＊は、６０未満であることが必要である。
ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ＊）^０．５×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＊＋１）×（１．５×Ｗ＊＋１）・・・（２）式。ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。また、Ｃ＊＝Ｃ−１／４×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、Ｍｏ＊＝Ｍｏ×（１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）、Ｗ＊＝Ｗ×（１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４Ｎ）で定義し、ＤＩ＊＜６０とする。

ＤＩ＊は、焼入れ性を示す指標であり、この値が大きいほど焼入れ性が大きくなる。
また、Ｃ＊は、Ｃ元素の焼入れ性の寄与を他の含有元素の量との関係で修正した指標であり、Ｍｏ＊、Ｗ＊も同様の考えで修正した指標である。

ＤＩ＊が６０以上になると、熱間圧延後に本発明で規定する条件で冷却しても鋼管母材の組織がフェライトとベイナイトの混合組織（単に、「フェライト＋ベイナイト」と表記する場合もある。）となり、硬さが高くなりすぎて成形性を確保できないため、６０未満に規定する。
１．２鋼管母材の特性
鋼管母材の硬さ：Ｈｖ１５０〜２５０
鋼管母材の硬さがビッカース硬さ（Ｈｖ）で１５０未満では、優れた耐摩耗性が得られないため、下限をＨｖ１５０とする。鋼管母材の硬さがＨｖ２５０を超えると、加工性が劣化し、ＵＯＥやプレスベンドといった冷間加工による造管が困難になるため、上限をＨｖ２５０とする。

溶接熱影響部の硬さ：Ｈｖ１５０〜３５０
鋼管溶接熱影響部の硬さがＨｖ１５０未満では、優れた耐摩耗性が得られないため、下限をＨｖ１５０とする。溶接熱影響部の最大硬さがＨｖ３５０を超えると低温割れ感受性が高まり、後熱なしには遅れ破壊の発生が防止できないため、上限をＨｖ３５０とする。

金属組織：フェライト組織とパーライト組織に硬質相が分散
本発明に係る鋼管母材は、金属組織を、フェライト組織とパーライト組織を基地組織とし、当該基地組織中に硬質相（硬質な粒子状の第二相）が分散した組織とすることが好ましい。基地組織とは体積率で９０％以上有することを意味しており、本発明に係る鋼管素材は、フェライト組織とパーライト組織の２つの組織が全体の９０％以上を占めている。

更に、そのうち、フェライト組織の体積率は７０％以上であり、且つ、円相当径で平均粒径２０μｍのフェライト組織であることが望ましい。また、基地組織は加工性を考慮して、ビッカース硬さ（Ｈｖ）２２０以下とすることが好ましい。

硬質相の分散密度：４００個／ｍｍ ^２ 以上
硬質相としては、ＴｉＣなどのＴｉ系炭化物とすることが好ましく、ＴｉＣ、（ＮｂＴｉ）Ｃ、（ＶＴｉ）Ｃ、あるいはＴｉＣ中にＭｏ、Ｗが固溶したものが例示できる。なお、硬質相の大きさは、特に限定しないが、耐摩耗性の観点からは、０．５μｍ以上５０μｍ以下とすることが好ましい。また、硬質相の分散密度は、耐摩耗性の観点から、４００個／ｍｍ^２以上とすることが好ましい。尚、硬質相は粒子状であり、その大きさは、各硬質相の断面の面積をミクロ観察して測定し、同面積から円相当直径を算出し、得られた円相当直径を算術平均して平均値をその鋼板における硬質相の大きさ（平均粒径）とする。

２．溶接金属
２．１溶接金属の化学成分
次に、厚鋼板を筒状に冷間加工し、その突合せ部を溶接して製造する溶接鋼管の溶接金属（単に「溶接金属」という場合もある。）の化学成分の限定理由を説明する。

Ｃ：０．０５％以上０．３０％未満
Ｃは、溶接金属の硬さを上昇させ耐摩耗性を向上させることができ、その効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、０．３０％以上の含有は、溶接金属の硬さを高くし、低温割れ感受性が増大する。このため、Ｃは０．０５％以上０．３０％未満の範囲に規定した。なお、好ましくは０．１５％以上０．２５％以下である。

Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％未満
Ｓｉは、脱酸元素として有効な元素であり、溶接金属の高強度化にも効果を発揮する。このような効果を得るためには０．０５％以上の含有を必要とする。また、Ｓｉは、０．５０％以上の含有で、延性、靱性を低下させ、さらに介在物量が増加するなどの問題を生じる。このため、Ｓｉは０．０５％以上０．５０％未満の範囲に限定する。なお、好ましくは０．０５％以上０．４０％以下である。

Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下
Ｍｎは焼入れ性を高める元素であり、溶接金属の組織を微細化し、強度、靱性を向上させることができる。この効果を得るためには０．１％以上の含有を必要とする。また、２．０％を超える含有は、焼入れ性を過度に高めることになり、溶接性および靱性を劣化させる。このため、Ｍｎは０．１％以上２．０％以下の範囲に限定する。なお、好ましくは０．１％以上１．６０％以下である。

Ｐ：０．０１％以下
Ｐは不純物元素であり、溶接金属の靱性や耐高温割れ感受性の観点から低い方がよい。しかしながら、Ｐを低減するためには、溶接ワイヤや鋼管母材のＰを下げる必要があり、それぞれの製鋼工程におけるコスト増大を招くため０．０１％までは許容する。好ましくは０．００５％以下である。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは不純物元素であり、溶接金属の延性や耐高温割れ感受性の観点から低い方がよい。しかしながら、Ｓを低減するためには、溶接ワイヤや鋼管母材のＳを下げる必要があり、それぞれの製鋼工程におけるコスト増大を招くため０．０１％までは許容する。

Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、溶接金属を脱酸させるために含有されているが、０．１％を超えると溶接金属の靱性を劣化させるので０．１％以下とすべきである。好ましくは、０．０３％以下である。

Ｃｒ：１．０％超４．０％以下
Ｃｒは、耐食性元素であり、耐スラリー腐食摩耗性を向上させるために必要な元素である。その効果は、１．０％を超えると発現する。一方で、４．０％を超えると溶接性などを劣化させるため上限を４．０％とした。より好ましくは３．０％以下、さらに好ましくは２．５％以下である。

Ｔｉ：０．０５％以上１．２％以下
Ｔｉの含有は、溶接金属の最終凝固部での球状ＴｉＳの生成を促進し、フィルム状ＦｅＳの生成を抑制する。その効果が得られるのは、Ｔｉが０．０５％以上の場合であるため、下限を０．０５％とする。また、Ｔｉが１．２％を超えると、粗大なＴｉＣが析出し、溶接金属の靱性を著しく劣化させるため、上限を１．２％とする。好ましくは、０．０５％以上０．５％以下である。

Ｎ：０．００８％以下
Ｎは、不可避的に溶接金属に混入する元素であり、固溶状態で存在する場合、溶接金属の靱性を著しく劣化させる。Ｔｉを含有しＮをＴｉＮとして固定しても、Ｎが０．００８％を超えると、靱性劣化が抑制できないため、その上限を０．００８％とする。

Ｏ：０．０２％以上０．０８％以下
Ｏは溶接金属の靱性に大きく影響し、０．０８％を超えるような場合は、溶接金属の靱性を劣化させるため、上限を０．０８％とした。また、０．０２％未満の含有では、溶接金属組織に焼きが入りすぎて硬さが上昇すること、および最終凝固部でのＦｅＯの生成を阻害してフィルム状のＦｅＳの生成が促進され、高温割れ感受性が高まったりすることなどで、下限を０．０２％とする。好ましくは、０．０４％以上０．０８％以下である。

溶接鋼管の溶接金属の強度確保や鋼管母材からの希釈などの観点から以下に規定する元素を選択的に１種以上含有することができる。母材と溶接金属それぞれ独立にもしくは母材と同じ成分系になるように選択された１種以上を添加することができる。

Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは、固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、この効果を得るためには０．１％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超える含有は、溶接金属の靱性を低下させる。このため、Ｃｕは０．１〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１％以上０．５％以下である。

Ｎｉ：０．１〜２．０％
Ｎｉは、固溶することにより焼入れ性を向上させる元素であり、このような効果は０．１％以上の含有で顕著となる。一方、２．０％を超える含有は、材料コストを著しく上昇させる。このため、Ｎｉは含有する場合０．１〜２．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１％以上１．０％以下である。

Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｍｏは含有する場合、０．０５％以上１．００％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５％以上０．４０％以下である。

Ｗ：０．０５％以上１．００％以下
Ｗは、焼入れ性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上の含有を必要とする。一方、１．０％を超えて含有すると溶接性を低下させる。そのため、Ｗは含有する場合、０．０５％以上１．０％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５％以上０．４０％以下である。

Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下
Ｂは、粒界に偏析し、粒界を強化して、靱性向上に有効に寄与する元素であり、このような効果を得るためには、０．０００３％以上の含有が必要である。一方、０．００３０％を超える含有は、溶接性を低下させる。また、Ｂは溶接後の冷却中にＦｅ_３（ＣＢ）_６などを析出させ、靱性を著しく劣化させるため、Ｂは含有する場合、０．０００３％以上０．００３０％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０００３％以上０．００１５％以下である。

さらに、溶接金属の強度確保や鋼管母材からの希釈などの観点から以下に規定する元素を１種以上、選択的かつ任意的に含有することができる。すなわち、Ｎｂ：０．００５％以上１．０００％以下およびＶ：０．００５％以上１．０００％以下の中から母材と溶接金属それぞれ独立にもしくは母材と同じ成分系になるように選択することができる。
母材と同じ成分系になるように選択することで、母材と溶接金属とが同様な特性となるという効果を奏する。

Ｎｂ：０．００５％以上１．０００％以下
Ｎｂは析出強化により溶接金属の強度を向上させる元素である。その効果は、０．００５％以上で得られ、１．０００％を超えて添加すると靱性が劣化するため、Ｎｂを含有する場合０．００５％以上１．０００％以下とした。

Ｖ：０．００５％以上１．０００％以下
Ｖは析出強化や固溶強化により溶接金属の強度を向上させる元素である。その効果は、０．００５％以上で得られ、１．０００％を超えて含有すると靱性が劣化するため、含有する場合０．００５％以上１．０００％以下とした。
Ｃｅｑ：０．５５以下
溶接鋼管の溶接金属において、上述の（１）式で定義されるＣｅｑが０．５５を超えると、溶接熱影響部の最高硬さが３５０を超え、溶接時に予熱なしでは低温割れの発生を回避できないため、上限を０．５５とする。

ＵＣＳ：４２未満
ＵＣＳは、下記の（３）式で定義され、高温割れ感受性を示す指標であり、この値が大きいほど、高温割れが発生しやすくなる。
ＵＣＳ＝２３０×Ｃ−１２．３×Ｓｉ−５．４×Ｍｎ＋７５×Ｐ+１９０×Ｓ−１４×Ａｌ＋４５×Ｎｂ−１・・・（３）式
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。

溶接鋼管の溶接金属において、ＵＣＳが４２以上になると高温割れの発生が回避できないため、４２未満とする。より好ましくは、４０未満である。

ＰＴＩ：０以上
ＰＴＩは、下記（４）式で定義され、溶接金属中のＴｉの析出状態を規定するパラメータである。ＰＴＩが０未満の場合、ＳがＴｉＳを形成せずに、フィルム状のＦｅＳが生成し、高温割れ感受性が高まるため、ＰＴＩを０以上に規定する。
ＰＴＩ＝Ｔｉ−１．５×（Ｏ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ−４．５×Ｓ・・・（４）式
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。

２．２溶接金属の特性
溶接金属の硬さ：Ｈｖ２３０〜３５０
溶接金属では母材で晶出していたＴｉＣが固溶してしまうため、母材や溶接熱影響部と同じ耐摩耗性を確保するためには、溶接金属はより高い硬さを確保する必要があり、十分な耐摩耗性を得るためにはＨｖ２３０以上にする必要がある。一方で、最大硬さがＨｖ３５０を超えると低温割れ感受性が高まり、後熱なしには遅れ破壊の発生が防止できないため、上限をＨｖ３５０とする。

溶接金属において、アスペクト比が５以上のＦｅ、Ｍｎ、Ｔｉの中から選ばれる１種以上を含有した硫化物の分散密度が、１０個／ｍｍ ^２ 以下
溶接金属では、Ｓは凝固過程において最終凝固部に偏析する。最終凝固部においては、ＳはＦｅＳを主体とした延性が低いフィルム状の硫化物を形成し、高温割れの起点となる。このＦｅＳを主体とするフィルム状の硫化物にはＭｎやＴｉなどの硫化物形成元素も複合化されている。したがって、硫化物をＦｅ、Ｍｎ、Ｔｉの中から選ばれる１種以上を含有したものと限定した。

高温割れ抑制の観点から、フィルム状の硫化物は少ないほどよいが、溶接金属の凝固時の撹拌が不十分な場合など、フィルム状のアスペクト比が５以上である硫化物が残存する場合がある。アスペクト比が５未満では、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｔｉの中から選ばれる１種以上を含有した硫化物が存在しても高温割れの起点とならないので、硫化物の分散密度は問題としない。しかし、このアスペクト比が５以上であるＦｅ、Ｍｎ、Ｔｉの中から選ばれる１種以上を含有した硫化物であれば、高温割れの起点となることがある。したがって、アスペクト比が５以上であるＦｅ、Ｍｎ、Ｔｉの中から選ばれる１種以上を含有した硫化物の分散密度が１０個／ｍｍ^２以下にすると、高温割れが発生しないので、上限を１０個／ｍｍ^２とする。硫化物の分散密度が１０個／ｍｍ^２以下に制御するには、主としてＭｎ、Ｔｉ、Ｓの含有量およびＵＳＣ，ＰＴＩを上述の溶接金属の化学組成範囲に制御することで得ることができる。

なお、このアスペクト比が５以上である硫化物の分散密度の測定は後述する実施例のように行う。ここで、硫化物のアスペクト比とは硫化物の形状を観察して長い方向と短い方向の長さを測定し、その比（＝長い方向の長さ／短い方向の長さ）を意味している。

３．製造方法
３．１鋼管素材の製造方法
本発明に係る耐スラリー腐食摩耗性に優れた鋼管素材は、上記した組成の溶鋼を、公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分解圧延法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、造塊法を用いる場合にも、硬質相を所望の大きさおよび個数に調整する場合には、インゴットの大きさおよび冷却条件を、制御する必要がある。硬質相を所定の大きさおよび個数に調整する場合には、例えば、連続鋳造法を用いた場合、厚み２００〜４００ｍｍの鋳片の１５００〜１２００℃の温度域における冷却速度０．２〜１０℃／ｓの範囲となるように冷却を調整、制御することが好ましい。

熱間圧延後、２℃／ｓ以下の冷却速度で４００℃以下まで冷却
スラブは、水冷などで強制冷却することなく、直ちに熱間圧延し、または冷却後、９５０〜１２５０℃に再加熱したのち、熱間圧延し、所望の厚板厚の鋼板とすることが好ましい。本発明で、厚鋼板とは、板厚が、６ｍｍ〜５０ｍｍの範囲である鋼板をいう。熱間圧延後は、熱処理することなく、冷却速度２℃／ｓ以下で冷却する。冷却速度が２℃／ｓを超えると、フェライト‐パーライト組織が得られにくく、引張強さが８００ＭＰａ以上となり、鋼板曲げ加工時の加工荷重が上昇し、加工性が劣化することがある。従って、２℃／ｓ以下とする。ここで冷却速度は、平均冷却速度をいい、測定は放射温度計などによる表面温度の実測などの方法により行う。

なお、熱間圧延条件は、所望の寸法形状の厚鋼板とすることができればよく、とくに限定しない。鋼板としての要求性能が特に、靱性を考慮する場合には、表面温度で、９２０℃以下での圧下率を３０％以上とし、且つ、圧延終了温度を９００℃以下とすることが好ましい。本発明に係る鋼管素材は、熱間圧延後に熱処理を実施する必要が無く、熱間圧延ままで、曲げ加工を必要とする種々の用途に使用可能である。

３．２溶接方法
サブマージアーク溶接
厚鋼板を筒状に冷間加工し、その突合せ部の溶接の方法は、溶接金属の成分調整や溶接作業の能率の観点から、サブマージアーク溶接が好ましい。また、高速化の観点から多電極のサブマージアーク溶接を用いてもよい。溶接材料は特に規定しないが、本発明の溶接金属化学成分の規定範囲を満たすためには、フラックスを溶融型の酸性フラックスとすることが好ましい。また、フラックスおよびワイヤにはＢを添加せず、ＰやＳをできるだけ低減することが好ましい。

表１に示す種々の組成の溶鋼を連続鋳造でスラブにし、１１３０℃まで連続炉で加熱したのち、最終圧延温度が８５０℃±２０℃になるように熱間圧延を施して板厚１５ｍｍの厚鋼板とし、その後、種々の条件で冷却（空冷、水シャワー）した。

得られた厚鋼板を幅両端に開先加工を施し、ＵＯ成形で厚鋼板の幅方向が周方向になるように筒状に成形し、その開口部を突合せ、外面側からＧＭＡＷで仮付溶接し、表２に示す溶接材料（ワイヤ及びフラックス）を用いて、内外面２層の２電極サブマージアーク溶接（内面３．０ｋＪ／ｍｍ、外面３．４ｋＪ／ｍｍ）を行い、その後拡管を行い溶接鋼管を製造した。表３に内外面２層の２電極サブマージアーク溶接で用いた溶接材料の組合せと溶接条件を示す。また、表４に溶接鋼管の溶接金属の化学成分を示す。

得られた溶接鋼管について溶接部欠陥調査、組織観察、硬さ試験および摩耗試験を実施した。溶接部欠陥調査は、溶接鋼管全長（１２ｍ）にわたって浸透探傷試験およびＸ線試験による欠陥調査を行い、浸透探傷試験で指示があるものおよびＸ線試験により２個以上の指示がでたものについて不合格とした。

金属組織観察は、得られた溶接鋼管の母材から組織観察用試験片を採取し、研磨、ナイタールエッチを行い、表層下１ｍｍの位置について、光学顕微鏡を用いて組織形態および硬質相の大きさ及び個数を測定した。なお、硬質相の粒子密度は、走査型電子顕微鏡（以下「ＳＥＭ」と略す。倍率；５０００倍）にて観察し、エネルギ分散型蛍光Ｘ線分析（以下「ＥＤＸ分析」と略す。）にて硬質相を同定し、前述の方法で個数を測定し、その平均値を分散密度とした。溶接金属の析出物は、ＳＥＭ（５０００倍）により観察した。ＳＥＭにより発見したフィルム状の析出物をＥＤＸ分析により対象の硫化物であることを確認し、観察している平面でアスペクト比が５以上のものについてその個数の測定を行った。硬さは、１０ｋｇｆのビッカース硬度計で溶接鋼管内面部から採取した溶接継手の内表層１ｍｍ位置を母材、溶接熱影響部（ＨＡＺ）および溶接金属（ＷＭ）について測定した。

耐スラリー摩耗特性は、水とケイ砂を混合した環境で試験片回転型の摩耗試験を行い、それぞれの摩耗試験片の摩耗減量を一般構造用圧延鋼材（ＳＳ４００）の摩耗減量で除した値（摩耗量比率をよぶ）で評価した。摩耗量比率が小さいほど耐摩耗性は良好と評価され、０．7以下のものを合格とした。試験装置は図１に示すもので、図１（ａ）はその断面図を示したもので、試験槽１には水とケイ砂の混合液が満たされている。摩耗試験片３は回転軸２から１５０ｍｍの間隔をとって取り付けられており、水とケイ砂の混合液中で回転することを摩耗が生じる。図１（ｂ）は、摩耗試験片３の寸法を示しており、直径１０ｍｍ、長さ６０ｍｍである。摩耗試験片は鋼管母材厚み中央および溶接部からそれぞれ丸棒を削り出して得た。溶接部の試験片は試験片長手がシーム方向になるように採取した。得られた結果を表５に示す。本発明例は、耐摩耗比が０．7以下であり優れた耐摩耗性を有するだけでなく、溶接部の内部品質も良好である。一方で、比較例はこれらのいずれかの特性が本発明に対して劣る。

１ 試験槽
２ 回転軸
３ 摩耗試験片

Claims (6)

1. 厚鋼板を筒状に冷間加工し、突合せ溶接した溶接鋼管であって、
   該溶接鋼管の母材の化学成分が、
   質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．４０％未満、Ｓｉ：０．０５％以上０．５％未満、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０超４．０％以下、Ｔｉ：０．１％以上１．２％以下、を含有し、さらに、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｗ：０．０５％以上１．００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下の中から選択された１種以上を含有し、
   下記（１）式で示されるＣｅｑが０．５５以下で、下記（２）式で示されるＤＩ＊が６０未満であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
   前記溶接鋼管の溶接金属の化学成分が、
   質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．３０％未満、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％未満、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０超４．０％以下、Ｔｉ：０．０５％以上１．２％以下、Ｎ：０．００８以下、Ｏ：０．０２％以上０．０８％以下、さらに、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．０％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｗ：０．０５％以上１．００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、
   下記（１）式で示されるＣｅｑが０．５５以下で、下記（３）式で示されるＵＣＳが４２未満で、下記（４）式で示されるＰＴＩが０以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
   ビッカース硬さ（Ｈｖ）で、前記溶接鋼管の母材がＨｖ１５０〜２５０で、前記溶接金属がＨｖ２３０〜３５０で、溶接熱影響部がＨｖ１５０〜３５０であり
   さらに、前記溶接金属において、アスペクト比が５以上のＦｅ、Ｍｎ、Ｔｉの中から選ばれる１種以上を含有した硫化物の分散密度が１０個／ｍｍ^２以下である、
   ことを特徴とする耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管。
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）式
   ＤＩ＊＝３３．８５×（０．１×Ｃ＊）^０．５×（０．７×Ｓｉ＋１）×（３．３３×Ｍｎ＋１）×（０．３５×Ｃｕ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＊＋１）×（１．５×Ｗ＊＋１） ・・・（２）式
   ただし、Ｃ＊＝Ｃ−１／４×（Ｔｉ−４８／１４×Ｎ）、Ｍｏ＊＝Ｍｏ×［１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４×Ｎ）］、Ｗ＊＝Ｗ×［１−０．５×（Ｔｉ−４８／１４×Ｎ）］
   ＵＣＳ＝２３０×Ｃ−１２．３×Ｓｉ−５．４×Ｍｎ＋７５×Ｐ+１９０×Ｓ−１４×Ａｌ＋４５×Ｎｂ−１ ・・・（３）式
   ＰＴＩ＝Ｔｉ−１．５×（Ｏ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ−４．５×Ｓ ・・・（４）式
   ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。
2. さらに、前記溶接鋼管の母材および前記溶接金属の少なくともいずれかの化学成分が、質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上１．０００％以下およびＶ：０．００５％以上１．０００％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管。
3. さらに、前記鋼管母材の金属組織が、フェライト組織とパーライト組織を基地組織とし、該基地組織中に硬質相が分散していることを特徴とする請求項１または２に記載の耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管。
4. さらに、前記硬質相の分散密度が、４００個／ｍｍ^２以上であることを特徴とする請求項３記載の耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管。
5. 請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管を製造するに際し、スラブを熱間圧延後、２℃／ｓ以下の冷却速度で４００℃以下まで冷却し、厚鋼板を製造し、該厚鋼板を筒状に冷間加工し、その突合せ部を溶接することを特徴とする耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管の製造方法。
6. 前記突合せ溶接をサブマージアーク溶接により行うことを特徴とする請求項５に記載の耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管の製造方法。

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