JP2021120473A - 縦シーム溶接鋼管 - Google Patents
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Abstract
【課題】鋼板を溶接入熱１５〜１１０ｋＪ／ｃｍで溶接して鋼管とした場合であっても、低温での溶接金属部の靭性に優れた鋼管を得る。【解決手段】長手方向に内面及び外面が溶接された溶接部を有する縦シーム溶接鋼管であって、母材の引張強度が４８０〜６２０ＭＰａであり、母材、溶接金属が所定の成分組成を有し、溶接金属中のアシキュラーフェライト核がＭｎＡｌ２Ｏ４とＳｉ−Ｍｎ系非晶質の複合酸化物にＴｉＯが外包された酸化物であり、かつ、ＴｉＯと母相間にＭｎ欠乏層が存在し、さらに、その酸化物個数が３０００個／ｍｍ２以上であることを特徴とする。【選択図】図３
Description
本発明は、ＡＰＩ５Ｌ Ｘ６０〜Ｘ７０級の強度（規格最小降伏強度が各々４１３ＭＰａ，４８２ＭＰａ）を有する、長手方向に内外両面からサブマージアーク溶接された鋼管に関する。
原油・天然ガスの長距離輸送方法として、ラインパイプの重要性は高まっている。長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石油協会（ＡＰＩ）５Ｌ 規格Ｘ６５（規格最小降伏強度が各々４４８ＭＰａ）が設計の基本となっており、実際の使用量も多い。
ラインパイプ用の鋼管は、一般的に、鋼板を成形し、鋼板の突き合わせ部を長手方向に内外両面からシーム溶接して製造される。シーム溶接は、通常、開先の一部をガスシールドアーク溶接で仮付溶接した後、サブマージアーク溶接により、鋼管の内面及び外面から一層ずつ溶接して完了する。仮付溶接は後続して行われるサブマージアーク溶接により完全に消去される。
このように製造される鋼管の例としては、ＵＯＥ鋼管、ＪＣＯＥ鋼管が挙げられる。ラインパイプの溶接継手部は、採掘地の寒冷化や高圧化による輸送効率向上の観点から、高靭化が求められる。
特許文献１は、ＡＰＩ規格Ｘ６５〜Ｘ７０級の溶接鋼管に関し、溶接金属を多数のＴｉＯを核として変態生成した微細なアシキュラーフェライト組織とし、高強度と優れた靭性を両立させることを開示している。
ラインパイプ用鋼管は、深海井戸や寒冷地で用いられることも多く、厚肉化が進んでいる。厚鋼板の溶接には、サブマージアーク溶接のような大入熱溶接が必要である。大入熱溶接においては、溶接継手部の靭性の低下が解決すべき課題である。
靭性向上のためには溶接金属部の靭性確保も重要である。溶接継手部の靭性の評価の１つとして、シャルピー衝撃試験を実施する。このとき、例えば、鋼管表層の２ｍｍ下位置からシャルピー衝撃試験を採取し、そのノッチの中心が溶融線と交差するように試験片を採取することにより、ノッチ位置には溶接熱影響部（ＨＡＺ）と溶接金属部が含まれ、溶接金属部の靭性についても評価される。
本発明は、ＡＰＩ規格Ｘ６０〜Ｘ７０級の強度を有し、板厚６〜４０ｍｍの厚鋼板を成形し、長手方向に内外面からシーム溶接された溶接部を有する縦シーム溶接鋼管を対象とし、厚鋼板を溶接入熱１５〜１１０ｋＪ／ｃｍで溶接して鋼管とした場合であっても、低温での溶接金属部の靭性に優れた鋼管を得ることを課題とする。
サブマージアーク溶接において、縦シーム部の溶接金属の成分は母材希釈の影響を受けるため、母材の成分に見合った溶接金属部の成分設計をしなければならない。特に、Ｍｎ量、Ａｌ量、Ｔｉ量、Ｏ量、Ｎ量の制御が重要となる。
溶接金属のミクロ組織は、合金量によりほぼ決まる。母材の成分を考慮すると、母材がＸ６０〜Ｘ７０級の強度を有する場合、溶接金属はアシキュラーフェライトを中心とした組織となる。なお、母材の強度がより高くなると、溶接金属はベイナイト組織となる。母材の強度がＸ６０〜Ｘ７０級の場合に溶接金属部の靭性を向上させるためには、たとえば母材の強度がＸ８０級の場合とは違った設計思想のもと検討する必要がある。
本発明者らは、母材希釈の影響を考慮した溶接金属の成分を適正なものとし、さらにＡｌ、Ｏ、Ｔｉ、及びＮの化学量論比に基づいて求められる、有効なアシキュラーフェライト生成能を示したパラメーターα´、及びＡｌ量とＯ量の比を、溶接金属中のＯ量に応じて適正な値とすることにより溶接金属部の靭性を向上できることを見出した。加えて、Ｍｎ量を適正範囲に制御することで、アシキュラーフェライト核となる酸化物がさらに鋼中に多数分散し、アシキュラーフェライト分率を向上させ、より高靭化できることを見出した。具体的には、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｏの化学量論比に基づいて低温靭性との関連を示したパラメーターであるβを適正な値にすることで靭性を向上できることを見出した。その要旨は以下のとおりである。
（１）長手方向に内面及び外面が溶接された溶接部を有する鋼管であって、母材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．１００％、Ｓｉ：０．５００％未満、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０５０％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｏ：０．００５０％以下、残部：Ｆｅ及び不純物であり、母材の引張強度が４８０〜６２０ＭＰａであり、溶接金属の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１００％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：０．６０〜１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、Ｏ：０．０１５〜０．０５５％、残部：Ｆｅ及び不純物
であり、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰｃｍが０．２００％以下であり、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣｅｑが０．３５０〜０．４５０％であり、α´＝（１．５×（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４×Ｎ−Ｔｉ）×１０００で定義されるα´が−２０．０〜４０．０であり、Ａｌ／Ｏが０．３００〜０．８００であり、β＝３５×Ｍｎ−１５００×Ａｌ−６５０Ｔｉ−５５０Ｏ＋３５で定義されるβ´が−３０．０〜５５．０であり、前記溶接金属中にＭｎＡｌ２Ｏ４とＳｉ−Ｍｎ系非晶質の複合酸化物にＴｉＯが外包された、粒径が円相当半径で０．１〜１．５μの酸化物が３０００個／ｍｍ２以上存在し、前記ＴｉＯと前記溶接金属の母相の間にＭｎ欠乏層が存在することを特徴とする縦シーム溶接鋼管。ここで、上記の式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）である。
であり、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰｃｍが０．２００％以下であり、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣｅｑが０．３５０〜０．４５０％であり、α´＝（１．５×（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４×Ｎ−Ｔｉ）×１０００で定義されるα´が−２０．０〜４０．０であり、Ａｌ／Ｏが０．３００〜０．８００であり、β＝３５×Ｍｎ−１５００×Ａｌ−６５０Ｔｉ−５５０Ｏ＋３５で定義されるβ´が−３０．０〜５５．０であり、前記溶接金属中にＭｎＡｌ２Ｏ４とＳｉ−Ｍｎ系非晶質の複合酸化物にＴｉＯが外包された、粒径が円相当半径で０．１〜１．５μの酸化物が３０００個／ｍｍ２以上存在し、前記ＴｉＯと前記溶接金属の母相の間にＭｎ欠乏層が存在することを特徴とする縦シーム溶接鋼管。ここで、上記の式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）である。
（２）前記母材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｇ：０％超、０．０１０％以下、Ｃａ：０％超、０．００５％以下、Ｎｉ：０％超、０．６０％以下、Ｃｒ：０％超、０．５０％以下、Ｃｕ：０％超、０．５０％以下、Ｍｏ：０％超、０．４０％以下、Ｎｂ：０％超、０．０６０％以下、Ｂ：０％超、０．００２０％以下、及びＶ：０％超、０．０６０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）の縦シーム溶接鋼管。
（３）前記溶接金属の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０％超、０．０３５０％以下、Ｎｉ：０％超、０．６０％以下、Ｃｒ：０％超、０．５０％以下、Ｃｕ：０％超、０．５０％以下、Ｍｏ：０％超、０．４０％以下、Ｖ：０％超、０．０６％以下、Ｃａ：０％超、０．００５％以下、Ｍｇ：０％超、０．０１０％以下、及びＮｂ：０％超、０．０６０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）の縦シーム溶接鋼管。
（４）前記溶接金属の組織が、面積率で、アシキュラーフェライト８５％以上、粒界フェライト１０％以下、島状マルテンサイト３％以下を含み、ＥＢＳＤ粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかの縦シーム溶接鋼管。
（５）溶接金属の引張強度が母材の引張強度の１．０５倍以上であることを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかの縦シーム溶接鋼管。
（６）前記溶接金属の硬さが前記母材の硬さよりも大きく、その差が１０Ｈｖ以上であることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかの縦シーム溶接鋼管。
（７）前記溶接金属の−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であることを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかの縦シーム溶接鋼管。
本発明によれば、ＡＰＩ規格Ｘ６０〜Ｘ７０級の強度を有し、低温での溶接金属部の靭性に優れた、ＵＯＥ鋼管、ＪＣＯＥ鋼管のような縦シーム溶接鋼管を得ることができる。
以下、本発明の実施形態ついて、詳細に説明する。
はじめに、溶接金属の化学組成について説明する。なお、以下、化学組成に関する「％」は「質量％」を表すものとする。
Ｃ：０．０３０〜０．１００％
Ｃは鋼の強度確保のために必要な元素であり、０．０３０％以上の含有が必要である。Ｃ量が多いと溶接シーム部において溶接高温割れが発生しやすくなるので、上限は０．１００％とする。Ｃは好ましくは、０．０５０％以上、０．０６５％以下である。
Ｃは鋼の強度確保のために必要な元素であり、０．０３０％以上の含有が必要である。Ｃ量が多いと溶接シーム部において溶接高温割れが発生しやすくなるので、上限は０．１００％とする。Ｃは好ましくは、０．０５０％以上、０．０６５％以下である。
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％
Ｓｉはブローホール防止のために０．０３％以上の含有が必要である。Ｓｉ量が多いと島状マルテンサイトを形成しやすくなり、低温靱性を著しく劣化させるので、上限は０．５０％とする。Ｓｉは好ましくは、０．１５％以上、０．２５％以下である。
Ｓｉはブローホール防止のために０．０３％以上の含有が必要である。Ｓｉ量が多いと島状マルテンサイトを形成しやすくなり、低温靱性を著しく劣化させるので、上限は０．５０％とする。Ｓｉは好ましくは、０．１５％以上、０．２５％以下である。
Ｍｎ：０．６０〜１．８０％
Ｍｎはアシキュラーフェライト核となる酸化物の構成元素である。Ｍｎ量が０．６０％以下の場合、アシキュラーフェライトとなる酸化物と母相間にＭｎ欠乏層が形成されず、アシキュラーフェライト分率が低下し、靭性が劣化する。Ｍｎ量が多いと、粗大なＭｎＳが多く形成され、破壊の起点になることで靭性が劣化するため、上限を１．８０％とした。Ｍｎは好ましくは、１．００％以上、１．５０％以下である。
Ｍｎはアシキュラーフェライト核となる酸化物の構成元素である。Ｍｎ量が０．６０％以下の場合、アシキュラーフェライトとなる酸化物と母相間にＭｎ欠乏層が形成されず、アシキュラーフェライト分率が低下し、靭性が劣化する。Ｍｎ量が多いと、粗大なＭｎＳが多く形成され、破壊の起点になることで靭性が劣化するため、上限を１．８０％とした。Ｍｎは好ましくは、１．００％以上、１．５０％以下である。
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物であり、継手の靭性を悪化させる元素である。Ｐは０．０１５％以下、Ｓは０．０１０％以下に制限する。これらの含有量はなるべく低い方が好ましい。好ましくは、Ｐは０．００８％以下である。好ましくは、Ｓは０．００３％以下である。
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物であり、継手の靭性を悪化させる元素である。Ｐは０．０１５％以下、Ｓは０．０１０％以下に制限する。これらの含有量はなるべく低い方が好ましい。好ましくは、Ｐは０．００８％以下である。好ましくは、Ｓは０．００３％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．０３０％
Ａｌはアシキュラーフェライト核として有効な酸化物を分散させるための酸素量制御に必要である。母材希釈を考慮すると、０．００１％以上の含有が必要である。Ａｌ量が０．０３％を超えると、Ａｌ２Ｏ３を形成することでアシキュラーフェライト核として有効な酸化物の生成を阻害し、靭性を確保できないので、上限は０．０３０％とする。好ましくは０．０１０％以上、０．０１５％以下である。
Ａｌはアシキュラーフェライト核として有効な酸化物を分散させるための酸素量制御に必要である。母材希釈を考慮すると、０．００１％以上の含有が必要である。Ａｌ量が０．０３％を超えると、Ａｌ２Ｏ３を形成することでアシキュラーフェライト核として有効な酸化物の生成を阻害し、靭性を確保できないので、上限は０．０３０％とする。好ましくは０．０１０％以上、０．０１５％以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％
Ｔｉは溶接金属中の酸素と反応して、アシキュラーフェライトの核となる酸化物に外包されるＴｉ酸化物を形成する。Ｔｉ酸化物を外包させるため、０．００５％以上の含有が必要である。Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ酸化物が凝集・粗大化し、アシキュラーフェライトの核を生成する能力が低下すること、また、ＴｉＣ形成による析出脆化が起こり、靭性を確保できないので、上限は０．０４０％とする。好ましくは０．００９％以上、０．０１５％以下である。
Ｔｉは溶接金属中の酸素と反応して、アシキュラーフェライトの核となる酸化物に外包されるＴｉ酸化物を形成する。Ｔｉ酸化物を外包させるため、０．００５％以上の含有が必要である。Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ酸化物が凝集・粗大化し、アシキュラーフェライトの核を生成する能力が低下すること、また、ＴｉＣ形成による析出脆化が起こり、靭性を確保できないので、上限は０．０４０％とする。好ましくは０．００９％以上、０．０１５％以下である。
Ｎ：０．００２〜０．００６％
Ｎはアシキュラーフェライト組織形成のために有効なＴｉ量の調整のために効果的元素であるため、０．００２％以上の含有が必要である。しかし、０．００６％を超えると、Ｔｉと反応せずに残った固溶Ｎが著しく靭性を低下させるため、その上限を０．００６％とするのが好ましい。好ましくは０．００３％以上、０．００４％以下である。
Ｎはアシキュラーフェライト組織形成のために有効なＴｉ量の調整のために効果的元素であるため、０．００２％以上の含有が必要である。しかし、０．００６％を超えると、Ｔｉと反応せずに残った固溶Ｎが著しく靭性を低下させるため、その上限を０．００６％とするのが好ましい。好ましくは０．００３％以上、０．００４％以下である。
Ｏ：０．０１５〜０．０５５％
Ｏはアシキュラーフェライトの核となる酸化物形成のために必要な元素である。そのため０．０１５％以上の含有が必要である。Ｏ量が０．０５５％を超えると、酸化物の過剰形成、凝集・粗大化により靭性が低下するので、上限は０．０５５％とする。好ましくは０．０２０％以上、０．０３０％以下である。
Ｏはアシキュラーフェライトの核となる酸化物形成のために必要な元素である。そのため０．０１５％以上の含有が必要である。Ｏ量が０．０５５％を超えると、酸化物の過剰形成、凝集・粗大化により靭性が低下するので、上限は０．０５５％とする。好ましくは０．０２０％以上、０．０３０％以下である。
溶接金属の残部はＦｅ及び不純物である。不純物とは、溶接の過程で、溶接ワイヤ、フラックス、鋼板、周辺雰囲気等から混入する成分であり、意図的に含有させたものではない成分のことをいう。
具体的には、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＨがあげられる。このうち、Ｐ及びＳは、上述のとおり、それぞれ、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下となるように制御する必要がある。
その他の元素については、通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、及びＡｓは０．１％以下、Ｐｂ及びＢｉは０．００５％以下、Ｈは０．０００５％以下の不可避的不純物としての混入があり得るが、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
溶接金属にはＦｅの一部に代えて、以下の元素が含まれてもよい。
Ｂ：０％超、０．０３５０％以下
Ｂは固溶状態のＢが、溶接金属の粒界フェライト形成を抑制することにより、アシキュラーフェライトの形成を促進する。Ｂは含有しなくてもよいが、この効果を得るためには０．０００１％以上の含有が好ましい。Ｂ量が０．０３５０を超えると強度が高くなりすぎて、靭性が低下するので、上限を０．０３５０％とする。溶接金属へのＢ添加は、厚板母材、フラックス、又はワイヤのいずれからでも添加することができる。例えば、母材がＢ無添加鋼の場合、Ｂ酸化物が含有したフラックスを用いればよい。Ｂは好ましくは０．０００５％以上、０．０１００％以下である。
Ｂは固溶状態のＢが、溶接金属の粒界フェライト形成を抑制することにより、アシキュラーフェライトの形成を促進する。Ｂは含有しなくてもよいが、この効果を得るためには０．０００１％以上の含有が好ましい。Ｂ量が０．０３５０を超えると強度が高くなりすぎて、靭性が低下するので、上限を０．０３５０％とする。溶接金属へのＢ添加は、厚板母材、フラックス、又はワイヤのいずれからでも添加することができる。例えば、母材がＢ無添加鋼の場合、Ｂ酸化物が含有したフラックスを用いればよい。Ｂは好ましくは０．０００５％以上、０．０１００％以下である。
Ｎｉ：０％超、０．６０％以下
Ｎｉは靭性を低下させることなく、溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｎｉの含有は必須ではない。０．６０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．６０％とする。
Ｎｉは靭性を低下させることなく、溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｎｉの含有は必須ではない。０．６０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．６０％とする。
Ｃｒ：０％超、０．５０％以下
Ｃｒは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｃｒの含有は必須ではない。０．５０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．５０％とする。
Ｃｒは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｃｒの含有は必須ではない。０．５０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．５０％とする。
Ｃｕ：０％超、０．５０％以下
Ｃｕは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｃｕの含有は必須ではない。０．５０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．５０％とする。
Ｃｕは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｃｕの含有は必須ではない。０．５０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．５０％とする。
Ｍｏ：０％超、０．４０％以下
Ｍｏは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｍｏの含有は必須ではない。０．４０％を超えると効果が飽和するため、上限を０．４０％とする。
Ｍｏは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｍｏの含有は必須ではない。０．４０％を超えると効果が飽和するため、上限を０．４０％とする。
Ｖ：０％超、０．０６％
Ｖは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｖの含有は必須ではない。０．０６％を超えると効果が飽和するので、上限は０．０６％とする。
Ｖは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｖの含有は必須ではない。０．０６％を超えると効果が飽和するので、上限は０．０６％とする。
Ｃａ：０％超、０．００５％以下
Ｃａは形態制御による延性の改善や組織微細化に有効な元素である。Ｃａの含有は必須ではない。Ｃａ量が多いと、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、延性や靭性が劣化するので、上限は０．００５％とする。
Ｃａは形態制御による延性の改善や組織微細化に有効な元素である。Ｃａの含有は必須ではない。Ｃａ量が多いと、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、延性や靭性が劣化するので、上限は０．００５％とする。
Ｍｇ：０％超、０．０１０％以下
ＭｇはＭｇＳあるいはＭｇＡｌ２Ｏ４を形成し、ピニング粒子として作用する。Ｍｇの含有は必須ではない。溶接金属のオーステナイト粒成長を抑制するためには、０．００１％以上の含有が好ましい。０．０１０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．０１０％とする。好ましくは０．００２％以上、０．００３％以下である。
ＭｇはＭｇＳあるいはＭｇＡｌ２Ｏ４を形成し、ピニング粒子として作用する。Ｍｇの含有は必須ではない。溶接金属のオーステナイト粒成長を抑制するためには、０．００１％以上の含有が好ましい。０．０１０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．０１０％とする。好ましくは０．００２％以上、０．００３％以下である。
Ｎｂ：０％超、０．０６０％以下
Ｎｂは強度向上、粒界フェライト抑制に有効な固溶Ｂを存在させるために有効な元素である。Ｎｂの含有は必須ではない。Ｎｂ量が０．０６０％を超えると島状マルテンサイトが形成しやすくなり、靭性が低下するので、上限を０．０６０％とする。望ましくは、０．０２０％である。
Ｎｂは強度向上、粒界フェライト抑制に有効な固溶Ｂを存在させるために有効な元素である。Ｎｂの含有は必須ではない。Ｎｂ量が０．０６０％を超えると島状マルテンサイトが形成しやすくなり、靭性が低下するので、上限を０．０６０％とする。望ましくは、０．０２０％である。
本実施形態における溶接金属の成分は、さらに、以下に説明する関係を満たす必要がある。
Ｐｃｍ：０．２００％以下
溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるＰｃｍが０．２００％以下となる必要がある。式中の元素記号は、各元素の溶接金属中の含有量（質量％）を意味する（以降の説明で同じ）。また、溶接金属に添加されない元素はゼロとして計算する（以降の説明で同じ）。
溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるＰｃｍが０．２００％以下となる必要がある。式中の元素記号は、各元素の溶接金属中の含有量（質量％）を意味する（以降の説明で同じ）。また、溶接金属に添加されない元素はゼロとして計算する（以降の説明で同じ）。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
Ｐｃｍは溶接感受性と呼ばれ、低温割れに対する鋼材の化学成分の影響を定量的に評価したものである。Ｐｃｍが０．２００％を超えると低温割れが発生しやすくなるので、上限は０．２％とする。
Ｃｅｑ：０．３５０〜０．４５０％
溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるＣｅｑが０．３５０〜０．４５０％となる必要がある。
溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるＣｅｑが０．３５０〜０．４５０％となる必要がある。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
Ｃｅｑは母材の溶接熱影響による硬化能について、各合金元素の硬化能をそれぞれＣ量に換算して合計したものである。溶接金属が所望の引張り強さを達成するために、Ｃｅｑを０．３５０〜０．４５０％に制御する。好ましくはＣｅｑを０．４００〜０．４３０％とする。
α´：−２０．０≦α´≦４０．０
溶接継手の溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるα´が−２０〜４０となる必要がある。
溶接継手の溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるα´が−２０〜４０となる必要がある。
α´＝（１．５×（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４×Ｎ−Ｔｉ）×１０００
α´はＡｌ、Ｏ及びＴｉ、Ｎの化学量論比に基づいて、有効なアシキュラーフェライト生成能を示したパラメーターであり、α´を−２０〜４０の範囲に制御することによりアシキュラーフェライト核生成能が向上する。
α´が−２０．０未満の場合、Ａｌ、Ｔｉ量がいずれかが過多、あるいはＮ、Ｏ量が過少、α´が４０．０超の場合、Ａｌ、Ｔｉ量がいずれかが過少、あるいはＮ、Ｏ量が過多となるため、著しくアシキュラーフェライト核生成能が減少する。
Ａｌ／Ｏ：０．３００〜０．８００
Ａｌ／Ｏは、Ａｌ量とＯ量の比であり、アルミ脱酸終了後の酸素ポテンシャルを示す指標である。Ａｌ／Ｏを０．３００〜０．８００に制御することで、アシキュラーフェライトの生成量を向上できる。
Ａｌ／Ｏが０．３００未満の場合、Ｏ量が過多となり、Ｔｉ酸化物を形成しなかった溶存酸素が鋼の清浄度を下げるため靭性が低下する。一方、Ａｌ／Ｏが０．８００超の場合、Ａｌ量が過多となり、Ｔｉと結合するＯ量が低減し、アシキュラーフェライト核となるＴｉ酸化物が減少し、靭性が低下する。よって、Ａｌ／Ｏは、０．３００〜０．８００とする。
β：−３０．０≦β≦５５．０
溶接継手の溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるβが−３０．０〜５５．０となる必要がある。
β＝３５×Ｍｎ−１５００×Ａｌ−６５０Ｔｉ−５５０Ｏ＋３５
βはＭｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｏの化学量論比に基づいて、低温靭性との関連を示したパラメーターである。図１にβと−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの関係の一例を示す。βを−３０．０〜５５．０の範囲に制御することにより、低温靭性が向上する。
次に、アシキュラーフェライト核となる酸化物の構成について説明する。
アシキュラーフェライト核となる酸化物は、ＭｎＡｌ２Ｏ４とＳｉ−Ｍｎ系非晶質の複合酸化物にＴｉＯが外包された酸化物である。Ｓｉ−Ｍｎ系非晶質としては、たとえば、Ｍｎ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｔｉ−Ｏｘｉｄｅが挙げられる。複合酸化物を外包する物質はＴｉＯを含んでいれば、他に、Ａｌ２Ｔｉ７Ｏ５や非晶質酸化物であるＴｉ−Ａｌ−Ｏｘｉｄｅ等を含んでもよい。このような構成をとる酸化物が３０００個／ｍｍ２以上存在することで、アシキュラーフェライト分率が向上し、溶接金属部の靭性が向上する。
酸化物の個数密度は、粒径が円相当半径で０．１〜１．５μｍである酸化物を対象とする。酸化物の粒径が０．１μｍ未満の場合、アシキュラーフェライトを生成する駆動力が小さく、アシキュラーフェライトを生成しない。一方、１．５μｍより大きい場合、その酸化物が破壊起点となり靭性が低下することがある。したがって、粒径が１．５μｍより大きい酸化物は存在しないことが好ましい。
上記の酸化物について、必ずしもその全てからアシキュラーフェライトを生成するとは限らない。そのため、アシキュラーフェライト核となる酸化物は可能な限り多数分散することが望ましい。確率的にアシキュラーフェライト分率を85%以上に制御するためには、酸化物が３０００個／ｍｍ ２ 以上分散していればよい。
酸化物の個数密度は、ＦＥ−ＳＥＭ（Feild Emission Scanning Electron Microscope）を用い、ＥＤＳ解析によりＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｏのスペクトルピークを有する介在物の個数を測定することで求めた。測定範囲は０．５ｍｍ×０．５ｍｍを１視野とし、合計１００視野として、その平均を全体の個数密度とした。
また、酸化物を外包するＴｉＯの幅は３〜１００ｎｍが好ましく、ＴｉＯ中のＭｎ濃度は３．０％以上が好ましい。
ＴｉＯ幅が３ｎｍより小さい場合、Ｍｎを十分にＴｉＯ中に吸収することができず、後述するＭｎ欠乏層を形成し難くなる。一方、１００ｎｍより大きい場合、ＴｉＯが粗大化し、破壊の起点となり靭性が低下する場合がある。また、ＴｉＯ中のＭｎ濃度が３．０％より小さい場合、ＴｉＯと母相界面の母相側で十分なＭｎ欠乏効果が得られず、アシキュラーフェライト生成能が向上しない場合がある。なお、母相は溶接金属内の介在物を除く溶接金属の金属部分とする。
さらに、ＴｉＯと母相の間にはＭｎ欠乏層が存在する。ここで、Ｍｎ欠乏層とは、母相の平均のＭｎ濃度に対して、Ｍｎ濃度が０．５％以上小さい領域をいうものとする。このような領域がアシキュラーフェライト核となる酸化物の周辺にあることで、アシキュラーフェライトの生成が促進される。Ｍｎ欠乏層の幅は２０ｎｍ以上であることが好ましい。Ｍｎ欠乏層の幅とは、ＴｉＯ／母相界面を原点として、母相側でＭｎ濃度が最も低くなる位置からＭｎがおおよそ母相である溶接金属中のＭｎ量まで戻るまでの距離をいうものとする。
図２にアシキュラーフェライト核となる酸化物の一例を示す。（ｂ）は（ａ）の拡大図である。
また、図３にＭｎ欠乏層が存在する酸化物、図４にＭｎ欠乏層が存在しない酸化物の一例を示す。それぞれ、（ａ）がＳＥＭ画像であり、（ｂ）は、ＴｉＯと母相の界面周辺（それぞれの（ａ）中の線上）でのＭｎ濃度を示す図である。
次に、溶接金属の好ましい金属組織について説明する。
溶接金属の成分とパラメーターを上記の範囲にし、Ｘ６０〜Ｘ７０級の強度を有する鋼板を、溶接入熱１５〜１１０ｋＪ／ｃｍでサブマージアーク溶接を行うと、溶接金属の金属組織はアシキュラーフェライトを主とする組織となるになる。本発明が対象とするＵＯＥ鋼管は、板厚が６〜４０ｍｍ程度であり、このような厚さの鋼板をサブマージアーク溶接する際には、溶接入熱１５〜１１０ｋＪ／ｃｍの範囲で行う。すると、溶接金属が受ける冷却速度が定まり、最終パスの溶接金属の金属組織が以下のような組織になる。以下に示す割合は、面積率である。
アシキュラーフェライト：８５％以上
アシキュラーフェライトはＴｉ系酸化物を核とした針状のフェライト組織であり、その割合が大きいほど、溶接金属部の破壊単位が微細化する。その効果を得るためには、アシキュラーフェライトを８５％以上とすることが好ましい。
アシキュラーフェライトはＴｉ系酸化物を核とした針状のフェライト組織であり、その割合が大きいほど、溶接金属部の破壊単位が微細化する。その効果を得るためには、アシキュラーフェライトを８５％以上とすることが好ましい。
粒界フェライト：１０％以下
粒界フェライトは脆化相の１つで、破壊の起点となり、靭性低下要因となる。そのため、粒界フェライトは１０％以下とすることが好ましい。
粒界フェライトは脆化相の１つで、破壊の起点となり、靭性低下要因となる。そのため、粒界フェライトは１０％以下とすることが好ましい。
島状マルテンサイト：３％以下
島状マルテンサイト脆化相の１つで、非常に硬度が高いため破壊の起点となり、靭性低下要因となる。そのため、島状マルテンサイトを３％以下とすることが好ましい。
島状マルテンサイト脆化相の１つで、非常に硬度が高いため破壊の起点となり、靭性低下要因となる。そのため、島状マルテンサイトを３％以下とすることが好ましい。
ＥＢＳＤ粒径：１０μｍ以下
ＥＢＳＤ（Electron BackScatter Diffraction）粒径は破壊単位の目安となる結晶粒径サイズである。ＥＢＳＤ粒径が１０μｍ以下であれば破壊単位が微細であり、低温での靭性を確保する面で好ましい。
ＥＢＳＤ（Electron BackScatter Diffraction）粒径は破壊単位の目安となる結晶粒径サイズである。ＥＢＳＤ粒径が１０μｍ以下であれば破壊単位が微細であり、低温での靭性を確保する面で好ましい。
溶接金属を上記の条件を満たす成分とし、溶接入熱１５〜１１０ｋＪ／ｃｍで溶接することにより、溶接金属の引張強さが４８０〜６２０ＭＰａであり、前記溶接金属のＪＩＳ Ｚ２２４２に従って測定された−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上となる縦シーム溶接鋼管を得ることができる。
また、溶接金属を上記の条件を満たす成分とし、溶接入熱１５〜１１０ｋＪ／ｃｍで溶接することにより、溶接金属の硬さは母材の硬さよりも大きくなり、好ましくは、その差はビッカース硬さで１０Ｈｖ以上となる。
図５は溶接金属の組織の一例であり、（ａ）、（ｂ）は本発明の縦シーム溶接鋼管の溶接金属の組織、（ｃ）、（ｄ）は従来例の縦シーム溶接鋼管の溶接金属の組織である。本発明の縦シーム溶接鋼管の溶接金属の組織はアシキュラーフェライト中心の組織となっており、その結果、溶接部の靭性が向上する。
次に、本発明の縦シーム溶接鋼管の母材について説明する。
母材はＸ６０〜Ｘ７０級の強度を有する鋼板（母材の引張強度が４８０〜６２０ＭＰａである鋼板）であれば、特に組織は限定されない。以下に、本発明の縦シーム溶接交換の母材として好適なＸ６０〜Ｘ７０級の強度を有する鋼板の化学組成を示す。
Ｃ：０．０１０〜０．１００％
Ｃは鋼の強度向上に有効であり、０．０１０％以上含有させる。Ｃ量が多すぎると母材及びＨＡＺの低温靱性が劣化すし、さらに、溶接性が劣化するので、Ｃ量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０３０〜０．０７０％である。
Ｃは鋼の強度向上に有効であり、０．０１０％以上含有させる。Ｃ量が多すぎると母材及びＨＡＺの低温靱性が劣化すし、さらに、溶接性が劣化するので、Ｃ量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０３０〜０．０７０％である。
Ｓｉ：０．５０％未満
Ｓｉは脱酸に必要な元素である。Ｓｉ量が多いと島状マルテンサイトを形成しやすくなり、低温靱性を著しく劣化させるので、Ｓｉ量は０．５０％未満とする。好ましくは０．３５％未満である。脱酸は、Ａｌ、Ｔｉでも行えるのでＳｉの添加は必須ではない。
Ｓｉは脱酸に必要な元素である。Ｓｉ量が多いと島状マルテンサイトを形成しやすくなり、低温靱性を著しく劣化させるので、Ｓｉ量は０．５０％未満とする。好ましくは０．３５％未満である。脱酸は、Ａｌ、Ｔｉでも行えるのでＳｉの添加は必須ではない。
Ｍｎ：０．５０〜２．００％
Ｍｎは焼入れ性向上元素として作用し、その効果を得るために０．５０％以上含有させる。Ｍｎ量が多いと鋼の焼入れ性が増して、ＨＡＺ靱性、溶接性を劣化し、さらに、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性が劣化するので、Ｍｎ量は２．００％以下とする。好ましくは、１．００〜１．８０％である。
Ｍｎは焼入れ性向上元素として作用し、その効果を得るために０．５０％以上含有させる。Ｍｎ量が多いと鋼の焼入れ性が増して、ＨＡＺ靱性、溶接性を劣化し、さらに、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性が劣化するので、Ｍｎ量は２．００％以下とする。好ましくは、１．００〜１．８０％である。
Ｐ ：０．０１５％以下
Ｓ ：０．０１００％以下
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物であり、継手の靭性を悪化させる元素である。これらの含有量はなるべく低い方が好ましく、Ｐは０．０１５％以下、Ｓは０．０１００％以下とする。好ましくは、Ｐは０．００８％以下である。好ましくは、Ｓは０．００３０％以下である。
Ｓ ：０．０１００％以下
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物であり、継手の靭性を悪化させる元素である。これらの含有量はなるべく低い方が好ましく、Ｐは０．０１５％以下、Ｓは０．０１００％以下とする。好ましくは、Ｐは０．００８％以下である。好ましくは、Ｓは０．００３０％以下である。
Ａｌ：０．０５０％未満
Ａｌは通常脱酸剤として用いられ、鋼材中に含まれる元素である。Ａｌ量が多くなると、Ａｌ系非金属介在物が増加し、鋼材の清浄度が低下し、靭性が劣化するので、０．０５０％未満とする。
Ａｌは通常脱酸剤として用いられ、鋼材中に含まれる元素である。Ａｌ量が多くなると、Ａｌ系非金属介在物が増加し、鋼材の清浄度が低下し、靭性が劣化するので、０．０５０％未満とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、鋼中で微細なＴｉＮを形成し、その単体、あるいはＭｇ（ＭｇＡｌ２Ｏ４）酸化物との複合介在物がピニング粒子として作用する。その結果、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化が抑制されミクロ組織が微細化し、低温靱性が改善する。この効果を得るために、Ｔｉは０．００５％以上含有させる。Ｔｉ量が多くなると、Ｔｉ酸化物が凝集・粗大化し、靭性が劣化するので、Ｔｉ量は０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０１０〜０．０２０％である。
Ｔｉは、鋼中で微細なＴｉＮを形成し、その単体、あるいはＭｇ（ＭｇＡｌ２Ｏ４）酸化物との複合介在物がピニング粒子として作用する。その結果、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化が抑制されミクロ組織が微細化し、低温靱性が改善する。この効果を得るために、Ｔｉは０．００５％以上含有させる。Ｔｉ量が多くなると、Ｔｉ酸化物が凝集・粗大化し、靭性が劣化するので、Ｔｉ量は０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０１０〜０．０２０％である。
Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％
ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成する元素であり、０．００２０％以上含有させる。Ｎ量が多いと、Ｔｉと結合しなかった固溶Ｎが靭性を低下させるので、Ｎ量は０．００６０％以下とする。好ましくは、０．００３０〜０．００５０％である。
ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成する元素であり、０．００２０％以上含有させる。Ｎ量が多いと、Ｔｉと結合しなかった固溶Ｎが靭性を低下させるので、Ｎ量は０．００６０％以下とする。好ましくは、０．００３０〜０．００５０％である。
Ｏ ：０．００５０％以下
Ｏはピニング粒子を形成する元素である。しかしながら、Ｏを含有すると鋼の清浄度が低下するので少ない方が好ましく、０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。
Ｏはピニング粒子を形成する元素である。しかしながら、Ｏを含有すると鋼の清浄度が低下するので少ない方が好ましく、０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。
以上説明した以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、原材料に含まれる、あるいは製造の過程で混入する成分であり、意図的に鋼に含有させたものではない成分のことをいう。
具体的には、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＨがあげられる。このうち、Ｐ、Ｓ、及びＯは、上述の好適な範囲となるように制御されることが好ましい。
その他の元素については、通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、及びＡｓは０．１％以下、Ｐｂ及びＢｉは０．００５％以下、Ｈは０．０００５％以下の不可避的不純物としての混入があり得るが、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
母材にはＦｅの一部に代えて、以下の元素が含まれてもよい。
Ｍｇ：０％超、０．０１０％以下
ＭｇはＭｇＡｌ２Ｏ４、ＭｇＳのような介在物を形成する元素である。ＭｇＡｌ２Ｏ４はＴｉＮ上に析出する。これらの介在物はピニング粒子として作用し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、低温靱性を改善する。Ｍｇ量が多くなると、効果は飽和する。Ｍｇは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＭｇ量は０％超、０．０１０％以下である。
ＭｇはＭｇＡｌ２Ｏ４、ＭｇＳのような介在物を形成する元素である。ＭｇＡｌ２Ｏ４はＴｉＮ上に析出する。これらの介在物はピニング粒子として作用し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、低温靱性を改善する。Ｍｇ量が多くなると、効果は飽和する。Ｍｇは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＭｇ量は０％超、０．０１０％以下である。
Ｃａ：０％超、０．００５％以下
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靱性を向上させる元素である。Ｃａ量が多いと、ＣａＯ−ＣａＳが大型のクラスターや介在物となり、靱性に悪影響を及ぼすおそれがある。Ｃａは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＣａ量は０％超、０．００５％以下である。
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靱性を向上させる元素である。Ｃａ量が多いと、ＣａＯ−ＣａＳが大型のクラスターや介在物となり、靱性に悪影響を及ぼすおそれがある。Ｃａは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＣａ量は０％超、０．００５％以下である。
Ｎｉ：０％超、０．６０％以下
Ｎｉは靭性を低下させることなく、母材の強度を向上することのできる元素である。Ｎｉ量が多くなると、効果は飽和する。Ｎｉは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＮｉ量は０％超、０．６０％以下である。
Ｎｉは靭性を低下させることなく、母材の強度を向上することのできる元素である。Ｎｉ量が多くなると、効果は飽和する。Ｎｉは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＮｉ量は０％超、０．６０％以下である。
Ｃｒ：０％超、０．５０％以下
Ｃｒは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｃｒ量が多くなると、効果は飽和する。Ｃｒは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＣｒ量は０％超、０．５０％以下である。
Ｃｒは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｃｒ量が多くなると、効果は飽和する。Ｃｒは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＣｒ量は０％超、０．５０％以下である。
Ｃｕ：０％超、０．５０％以下
Ｃｕは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｃｕ量が多くなると、効果は飽和する。Ｃｕは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＣｕ量は０％超、０．５０％以下である。
Ｃｕは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｃｕ量が多くなると、効果は飽和する。Ｃｕは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＣｕ量は０％超、０．５０％以下である。
Ｍｏ：０％超、０．４０％以下
Ｍｏは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｍｏ量が多くなると、効果は飽和し、さらに、靭性が低下する。Ｍｏは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＭｏ量は０％超、０．４０％以下である。
Ｍｏは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｍｏ量が多くなると、効果は飽和し、さらに、靭性が低下する。Ｍｏは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＭｏ量は０％超、０．４０％以下である。
Ｎｂ：０％超、０．０６０％以下
Ｎｂは母材強度を向上させる元素である。Ｎｂ量が多くなると、島状マルテンサイトが形成しやすくなり、靭性が低下する。Ｎｂは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＮｂ量は０％超、０．０６０％以下である。
Ｎｂは母材強度を向上させる元素である。Ｎｂ量が多くなると、島状マルテンサイトが形成しやすくなり、靭性が低下する。Ｎｂは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＮｂ量は０％超、０．０６０％以下である。
Ｂ ：０％超、０．００２０％以下
Ｂは母材の焼入れ性向上、粒界フェライト形成抑制に有効な元素である。Ｂ量が多くなると、効果は飽和する。Ｂは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＢ量は０％超、０．００２０％以下である。
Ｂは母材の焼入れ性向上、粒界フェライト形成抑制に有効な元素である。Ｂ量が多くなると、効果は飽和する。Ｂは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＢ量は０％超、０．００２０％以下である。
Ｖ ：０％超、０．０６０％以下
Ｎｂは母材強度を向上させる元素である。Ｖ量が大きくなると、析出硬化によって降伏比が上昇することがある。Ｖは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＶ量は０％超、０．０６０％以下である。
Ｎｂは母材強度を向上させる元素である。Ｖ量が大きくなると、析出硬化によって降伏比が上昇することがある。Ｖは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＶ量は０％超、０．０６０％以下である。
母材となる鋼板の製造方法は特に限定されるものではなく、Ｘ６０〜Ｘ７０級の強度を有する鋼板の一般的な製造方法によればよい。縦シーム溶接鋼管は、厚さ６〜４０ｍｍ程度の母材となる厚鋼板をサブマージアーク溶接で接合することで得られる。ＵＯＥ鋼管やＪＣＯＥ鋼管がその例である。
溶接方法について、詳細に説明する。
まず、上記の厚鋼板に、所定形状の開先加工を施す。開先形状は、特に限定されるものでない。縦シーム溶接鋼管は、厚鋼板の端部に表裏面の両面から溶接可能な開先形状、たとえば、Ｘ型開先に加工し、端部を突き合わせて内面側からのサブマージアーク溶接を完了させた後、外面側から長手方向にサブマージアーク溶接を実行することにより製造できる。
そして、開先内にはフラックスを散布し、サブマージアーク溶接用鋼ワイヤを使用し、入熱１５〜１１０ｋＪ／ｃｍの大入熱サブマージアーク溶接により接合する。フラックス及び鋼ワイヤは、特に限定されるものでなく、公知のものを使用することができる。鋼ワイヤを使用する場合、フラックスは、公知の焼成型フラックス、溶融型フラックなどを使用することができ、それによって上述した溶接金属成分を得ることができれば、靱性に優れた溶接金属を得られる。また、必要に応じ、溶接前のフラックス予熱を行ってもよい。
サブマージアーク溶接の方法は、特に限定されるものでなく、多電極のサブマージアーク溶接を含み、公知の溶接法がいずれも適用でき、溶接条件も、特に限定されるものでない。
鋼管全体の強度の観点から、溶接金属の引張強度は、母材の引張強度の１．０５倍以上であることが好ましく、溶接金属の硬さは母材の硬さよりも大きく、その差が１０Ｈｖ以上であることが好ましい。
また、低温靭性の観点から、溶接金属の−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であることが好ましい。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
種々の成分組成の鋼材を溶製し、精錬された溶鋼を連続鋳造法によりスラブにし、１１００℃に加熱後、熱間圧延を行い、熱間圧延の仕上温度を７８０℃として、７５０℃まで空冷後、７５０℃から常温まで水冷して、種々の成分組成のＸ６０〜Ｘ７０級の強度を有する鋼板を作製した。表１に鋼板の板厚、成分組成、及び引張強さを示す。
次に、作製した鋼板にＸ型開先を形成し、管状に成形し、公知のワイヤ及びフラックスを用いて、管の内面側、外面側の順にサブマージアーク溶接を行い、ＵＯＥ鋼管とした。溶接の際、入熱が６５ｋＪ／ｃｍ程度となるように、溶接速度などを調整した。表２に用いた鋼板、溶接金属の成分組成を示す。
また、溶接金属中の粒径が円相当半径で０．１〜１．５μの酸化物の個数密度、酸化物を外包するＴｉＯの幅、ＴｉＯ中のＭｎ濃度を表３に示す。
また、サブマージアーク溶接後、溶接金属組織（アシキュラーフェライト、粒界フェライトと島状マルテンサイトの合計）の面積率（％）、溶接金属部のＥＢＳＤ粒径、溶接金属の引張強度、溶接金属と母材の硬さの差、及びシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定した。表４に、その結果を示す。表３におけるＡＦ率、ＧＢＦ率、ＭＡ率はそれぞれ、溶接金属組織におけるアシキュラーフェライト、粒界フェライト、島状マルテンサイトの面積率を示す。
シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーは、次のように測定した。
ＨＡＺ及び溶接金属を含む方向に平行な板厚断面において、鋼板の表層２ｍｍ下から溶接金属部中央からシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に従って、−２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。吸収エネルギーは、シャルピー衝撃試験を３回行い、その平均値とし、１００Ｊ未満のものを靭性が不良と判断した。
組織の面積率は、次のように測定した。
２パス目の表層から肉厚ｔ／４位置の溶接ビード幅の１／２部を試験片採取し、研磨後、ナイタル腐食及びレペラ腐食を行い、現出した組織を光学顕微鏡にて、１０００μｍ×１０００μｍの範囲で観察される組織を対象に１０視野測定し、得られた像を画像解析し、各組織の平均面積率を算出して求めた。
ＥＢＳＤ粒径は５００μｍ×５００μｍの範囲で２０視野ＥＢＳＤ解析し、結晶方位差１５°で区切ったときの結晶粒径サイズの平均とした。
酸化物の個数密度、酸化物を外包するＴｉＯの幅、ＴｉＯ中のＭｎ濃度は、ＦＥ−ＳＥＭを用い、ＥＤＳ解析により測定した。
表４に示すように、本発明の溶接継手成分組成を満足する発明例は、いずれも、−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であり、優れた溶接金属部靱性を有するものであった。
それに対して、本発明の溶接継手成分組成を満足しない比較例は、−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ未満であり、溶接金属部及び溶接継手靱性が低くなった。
本発明によれば、厚鋼板に大入熱溶接を実施して接合した場合であっても、溶接金属部の靱性に優れた縦シーム溶接鋼管を提供することができる。よって、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。
Claims (7)
- 長手方向に内面及び外面が溶接された溶接部を有する鋼管であって、
母材の化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０１０〜０．１００％、
Ｓｉ：０．５００％未満、
Ｍｎ：０．５０〜２．００％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．０５０％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％、
Ｏ ：０．００５０％以下、
残部：Ｆｅ及び不純物
であり、
母材の引張強度が４８０〜６２０ＭＰａであり、
溶接金属の化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３０〜０．１００％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．６０〜１．８０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、
Ｎ ：０．００２〜０．００６％、
Ｏ ：０．０１５〜０．０５５％、
残部：Ｆｅ及び不純物
であり、
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義されるＰｃｍが０．２００％以下であり、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣｅｑが０．３５０〜０．４５０％であり、
α´＝（１．５×（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４×Ｎ−Ｔｉ）×１０００で定義されるα´が−２０．０〜４０．０であり、
Ａｌ／Ｏが０．３００〜０．８００であり、
β＝３５×Ｍｎ−１５００×Ａｌ−６５０Ｔｉ−５５０Ｏ＋３５で定義されるβ´が−３０．０〜５５．０であり、
前記溶接金属中にＭｎＡｌ２Ｏ４とＳｉ−Ｍｎ系非晶質の複合酸化物にＴｉＯが外包された、粒径が円相当半径で０．１〜１．５μの酸化物が３０００個／ｍｍ２以上存在し、
前記ＴｉＯと前記溶接金属の母相の間にＭｎ欠乏層が存在する
ことを特徴とする縦シーム溶接鋼管。
ここで、上記の式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）である。 - 前記母材の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｍｇ：０％超、０．０１０％以下、
Ｃａ：０％超、０．００５％以下、
Ｎｉ：０％超、０．６０％以下、
Ｃｒ：０％超、０．５０％以下、
Ｃｕ：０％超、０．５０％以下、
Ｍｏ：０％超、０．４０％以下、
Ｎｂ：０％超、０．０６０％以下、
Ｂ ：０％超、０．００２０％以下、及び
Ｖ ：０％超、０．０６０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の縦シーム溶接鋼管。 - 前記溶接金属の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｂ ：０％超、０．０３５０％以下、
Ｎｉ：０％超、０．６０％以下、
Ｃｒ：０％超、０．５０％以下、
Ｃｕ：０％超、０．５０％以下、
Ｍｏ：０％超、０．４０％以下、
Ｖ ：０％超、０．０６％以下、
Ｃａ：０％超、０．００５％以下、
Ｍｇ：０％超、０．０１０％以下、及び
Ｎｂ：０％超、０．０６０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の縦シーム溶接鋼管。 - 前記溶接金属の組織が、面積率で、アシキュラーフェライト８５％以上、粒界フェライト１０％以下、島状マルテンサイト３％以下を含み、ＥＢＳＤ粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の縦シーム溶接鋼管。
- 溶接金属の引張強度が母材の引張強度の１．０５倍以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の縦シーム溶接鋼管。
- 前記溶接金属の硬さが前記母材の硬さよりも大きく、その差が１０Ｈｖ以上であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の縦シーム溶接鋼管。
- 前記溶接金属の−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の縦シーム溶接鋼管。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP2020013819A JP2021120473A (ja) | 2020-01-30 | 2020-01-30 | 縦シーム溶接鋼管 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020013819A JP2021120473A (ja) | 2020-01-30 | 2020-01-30 | 縦シーム溶接鋼管 |
Publications (1)
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| JP2021120473A true JP2021120473A (ja) | 2021-08-19 |
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ID=77269786
Family Applications (1)
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| JP2020013819A Pending JP2021120473A (ja) | 2020-01-30 | 2020-01-30 | 縦シーム溶接鋼管 |
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- 2020-01-30 JP JP2020013819A patent/JP2021120473A/ja active Pending
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