JP2021181592A

JP2021181592A - 多電極ガスシールドアーク溶接鋼管

Info

Publication number: JP2021181592A
Application number: JP2020086841A
Authority: JP
Inventors: 直人藤山; Naoto Fujiyama; 一浩児嶋; Kazuhiro Kojima
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-05-18
Filing date: 2020-05-18
Publication date: 2021-11-25

Abstract

【課題】Ｘ６０〜Ｘ７０級の強度を有する長手方向に内外両面から多電極ガスシールドアーク溶接された、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】本発明の鋼管は、長手方向に内面及び外面が多電極ガスシールドアーク溶接された溶接部を有する鋼管であって、母材の引張強度が４８０〜６２０ＭＰａであり、溶接金属が所定の成分組成を有し、％Ｘが元素Ｘの溶接金属中の含有量を表すとき、Ｐｃｍ＝％Ｃ＋％Ｓｉ／３０＋（％Ｍｎ＋％Ｃｕ＋％Ｃｒ）／２０＋％Ｎｉ／６０＋％Ｍｏ／１５＋％Ｖ／１０＋５％Ｂで定義されるＰｃｍが０．２％以下であり、Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５＋（％Ｎｉ＋％Ｃｕ）／１５で定義されるＣｅｑが０．３５〜０．４５％であり、α´＝（１．５×（％Ｏ−０．８９％Ａｌ）＋３．４×％Ｎ−％Ｔｉ）×１０００で定義されるα´が−２０〜４０であり、％Ａｌ／％Ｏが０．３〜０．８であることを特徴とする。【選択図】図１

Description

本発明は、ＡＰＩ５ＬＸ６０〜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多電極ガスシールド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。また、ラインパイプの場合、靭性評価として、シャルピー衝撃試験を実施するが、シャルピー衝撃試験片のノッチの中心が、溶融線と交差するように、試験片を採取するため、溶接熱影響部(HAZ)に加え、溶接金属の靭性確保が重要となる。

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。

特許文献２には、板厚１２ｍｍ以上の鋼板を、直径３ｍｍ以上のソリッドワイヤを用いて、Ａｒ＋ＣＯ_２の混合ガス雰囲気中で、鋼板表裏面を各１パスでガスシールドアーク溶接する技術が開示されている。

特開２０１３−４９８９５号公報特公昭５４−３１７５３号公報

特許文献１の溶接鋼管は、サブマージアーク溶接金属を対象としている。そのため、溶接前にフラックスを散布し、溶接後に除去する必要があり、さらに、使用したフラックスの処理を行う必要があるため、製造コストが高くなる問題がある。また、溶接金属中のＡｌ量、Ｔｉ量、Ｏ量、Ｎ量の制御に関して詳細な説明がなされていない。

サブマージアーク溶接は高効率であるが、高入熱のためＨＡＺ靭性を確保することが非常に困難である。発明者はサブマージアーク溶接よりも熱効率の小さいガスシールドアーク溶接で鋼管のシーム溶接を実施する方法を考案した。ガスシールドアーク溶接化により、サブマージアーク溶接よりも熱効率が小さくなり、実効入熱が低減することでＨＡＺ靭性が向上する。

特許文献２では、フラックスを用いていないが、太径のワイヤを取り扱えるガスシールド溶接トーチを準備する必要があるという問題がある。

一方、サブマージアーク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。具体的には、Ａｌ量、Ｔｉ量、Ｏ量、Ｎ量の制御が重要となる。これはガスシールドアーク溶接化した場合も同様である。

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で多電極ガスシールドアーク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。

多電極ガスシールド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。具体的には、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、さらに検討を進め、本発明をなした。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多電極ガスシールドアーク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：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．５％未満、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０％超、０．０６％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：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、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％、Ｃｕ：０％超、０．５０％以下、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０．２％以下であり、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣｅｑが０．３５〜０．４５％であり、α´＝（１．５×（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４×Ｎ−Ｔｉ）×１０００で定義されるα´が−２０〜４０であり、Ａｌ／Ｏが０．３〜０．８であることを特徴とする多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。ここで、上記の各式中の元素記号は、溶接金属中の元素の含有量（質量％）を表す。

（２）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７０％以上、粒界フェライト１５％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）の多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。

（３）前記溶接金属が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０〜０．０３５％、Ｎｉ：０〜０．６０％、Ｃｒ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜０．４０％、Ｖ：０〜０．０６％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．０１０％、及びＮｂ：０〜０．０６０％からなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）の多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。

（４）前記母材が、Ｆｅの一部に代えて、Ｎ：０〜０．００６％、Ｏ：０．００５％以下、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ｃａ：０〜０．０３％、Ｎｉ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜０．４％、Ｂ：０〜０．００２％、及びＶ：０〜０．０６％からなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかの多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。

（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）のいずれかの多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。

（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）のいずれかの多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。

（７）前記溶接金属の−１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかの多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。

（８）前記溶接金属を含むＨＡＺの−１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが６５Ｊ以上であることを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれかの多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。

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。

溶接金属中の量と低温靭性を説明する図であり、（ａ）はＯ量とα´の関係、（ｂ）はα´と−１０℃における吸収エネルギーの関係を示す図である。溶接金属の組織の例であり、（ａ）、（ｂ）は本発明の縦シーム溶接鋼管の溶接金属の組織である。シールド冶具及びトーチの概略の他の一例を示す図であり、（ａ）は溶接方向が紙面に平行な側面図、（ｂ）は溶接方向が紙面に垂直な正面図である。シールドガス噴出口の概略を示す図であり、（ａ）は開口部を設けたのみの噴出口、（ｂ）は噴出口にメッシュ構造体を設けた図である。埋もれアークの概略を示す図である。

以下、本発明の実施形態ついて、詳細に説明する。

はじめに、溶接金属の成分組成について説明する。なお、以下、成分組成に関する「%」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。

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。

Ｍｎ：０．５０〜２．００％
Ｍｎは焼入れ性向上元素として作用する。溶接金属をアシキュラーフェライト主体の組織とするために０．５０％以上の含有が必要である。Ｍｎ量が多いと、粗大なＭｎＳが形成され、破壊の起点となるため、上限は２．００％とする。Ｍｎは好ましくは、１．２０％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。

Ａｌ：０．００１０〜０．０３００％
Ａｌは脱酸元素として作用し、アシキュラーフェライト核生成サイトとして有効なＴｉ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、０．００１０％以上の含有が必要である。Ａｌ量が０．０３００％を超えると、酸化物の生成を阻害し、靭性を確保できないので、上限は０．０３００％とする。好ましくは０．０１００％以上、０．０１５０％以下である。

Ｔｉ：０．００５０〜０．０４００％
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Ｔｉ酸化物を形成する。この酸化物を溶接金属中に多数微細分散させるため、０．００５０％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、Ｔｉ酸化物が破壊の起点となり靭性を確保できないので、上限は０．０４００％とする。好ましくは０．００９０％以上、０．０１５０％以下である。

Ｎ：０．００２０〜０．００６０％
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、０．００２０％以上の含有が必要である。しかし、０．００６０％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０．００６０％とするのが好ましい。好ましくは０．００３０％以上、０．００４０％以下である。

Ｂ：０〜０．００３５％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０．０００５％以上の含有が好ましい。Ｂ量が０．００３５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０．０３５％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、０．００３０％以下である。

Ｏ：０．０１５０〜０．０５５０％
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０．０１５０％以上の含有が必要である。Ｏ量が０．０５５０％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０．０５５０％とする。好ましくは０．０２００％以上、０．０３００％以下である。

Ｎｉ：０〜０．６０％
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：０〜０．５０％
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：０〜０．５０％
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：０〜０．４０％
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：０〜０．０６％
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。

Ｃａ：０〜０．００５％
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：０〜０．０１０％
ＭｇはＭｇＳあるいはＭｇＡｌ_２Ｏ_４を形成し、ピン止め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：０〜０．０６０％
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。

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。

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：０．２０％以下
溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるＰｃｍが０．２０％以下となる必要がある。式中の％Ｘは、元素Ｘ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＋５％Ｂ

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０．２０％を超えると低温割れが発生しやすくなるので、上限は０．２０％とする。

Ｃｅｑ：０．３５〜０．４５％
溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるＣｅｑが０．３５〜０．４５％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０．３５〜０．４５％に制御する。好ましくはＣｅｑを０．４０〜０．４３％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。

α´＝（１．５×（％Ｏ−０．８９％Ａｌ）＋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−２０．０〜４０の．０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。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：０．３０〜０．８０
％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０．３〜０．８０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比が０．３０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０．８０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、０．３０〜０．８０とする。

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で多電極ガスシールド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ＵＯ鋼管は、板厚が６〜４０ｍｍ程度であり、このような厚さの鋼板を多電極ガスシールド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：７０％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７０％以上とすることが好ましい。

粒界フェライト：１５．０％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１５．０％以下とすることが好ましい。

島状マルテンサイト：３．０％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３．０％以下とすることが好ましい。

ＥＢＳＤ粒径：１０．０μｍ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１０．０μｍ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ＪＩＳＺ２２４２に従って測定された−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが７５Ｊ以上である多電極ガスシールドアーク溶接継手を得ることができる。

低温靭性は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´によって異なる。α´は溶接金属中の酸素濃度によってより好ましい範囲が存在する。具体的には、１０００×％Ｏ−１０≦α´≦１０００×％Ｏ＋１となるようにするのがよい（図１）。α´をこの範囲に調節することによって、さらにアシキュラーフェライト核生成能が向上し、低温靭性が向上し、１３００×％Ｏ−６０（℃）でのシャルピー吸収エネルギーが７５Ｊ以上である多電極ガスシールドアーク溶接継手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。さらに、溶接金属の引張強度は、好ましくは、母材の引張強度の１．０５倍以上となる。

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鋼管の母材として好適なＸ６０〜Ｘ７０級の強度を有する鋼板の成分を示す。

Ｃ：０．０１０〜０．１００％
Ｃは鋼の強度向上に有効であり、０．０１％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。

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、溶接性を劣化する。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。

Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
Ａｌは、脱酸材として鋼材中に含まれる元素である。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、鋼材の焼入れ部分の結晶粒の粗大化を抑制する。Ａｌの含有量が低すぎると、この効果が得られないので、０．０１０％以上含有させる。Ａｌ含有量が高すぎると、鋼材の高周波焼入れ性が低下するので、Ａｌ量は０．０５０％以下とする。好ましくは、０．０２０〜０．０４０％である。

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（ＭｇＡｌ_２Ｏ_４）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。

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、０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下である。

Ｍｇ：０〜０．０１００％
ＭｇはＭｇＡｌ_２Ｏ_４、ＭｇＳのような介在物を形成する元素である。ＭｇＡｌ_２Ｏ_４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０〜０．０１００％である。

Ｃａ：０〜０．０３００％
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。さらに、リン化物、硫化物を形成して、実質的にＰやＳの濃度を低減し、硫化物応力割れ抵抗性を向上させる。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０〜０．０３００％である。

Ｎｉ：０〜０．６０％
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０〜０．６０％である。

Ｃｒ：０〜０．５０％
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０〜０．５０％である。

Ｃｕ：０〜０．５０％
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０〜０．５０％である。

Ｍｏ：０〜０．４０％
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０〜０．４０％である。

Ｎｂ：０〜０．０６０％
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０〜０．４００％である。

Ｂ：０〜０．００２％
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０〜０．００２％である。

Ｖ：０〜０．０６０％
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０〜０．０６０％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。

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多電極ガスシールドアーク溶接で接合することで得られる。ＵＯＥ鋼管やＪＣＯＥ鋼管の製造方法と同等で可能である。

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多電極ガスシールドアーク溶接を完了させた後、外面側から長手方向に多電極ガスシールドアーク溶接を実行することにより製造できる。

多電極ガスシールドアーク溶接は、基本的に、既存の多電極サブマージアーク溶接機を用いて、溶接部にフラックスを散布することなく、溶接トーチを挟むようにシールド冶具を配置し、溶接部周辺をシールドガス雰囲気に維持しつつ、アーク溶接機を溶接しようとする鋼板間に形成された開先に沿って相対的に移動させて、開先を１パスあるいは多パスで溶接を行う。

図３を参照して説明する。図３（ａ）はシールド冶具１０と溶接トーチ２１の概略を示す図である。溶接方向は紙面に平行な方向である。シールド治具１０は溶接方向に延伸する側壁部１１を備え、２つの側壁部の間にシールドガス噴出部１２ａを備える。

シールドガスはシールドガス供給部１３より供給される。シールドガス供給部１３は長尺のパイプ（図３では側壁部１１に挟まれた部分の下方）に多数のガス吹出し口を設けられている。シールドガスは側壁部１１に沿ってシールドガス噴出部１２ａに送られ、シールドガス噴出口１２ｂから噴出される。

シールド治具１０は、溶接部に近い位置に配置されるため、アーク溶接を行うと高温となる。そのため、シールド治具１０には、冷却媒体供給部１４が設けられ、冷却媒体供給部１４中に冷却水等の冷却媒体を供給することにより、シールド治具１０が冷却される。

また、シールド治具１０には、シールドガス噴出部がアーク溶接に用いる溶接トーチに対して５〜８５°、好ましくは２０〜５０°の角度をなすように固定することが可能な固定部１５が設けられている。

図３（ｂ）は、溶接方向を紙面に垂直な方向としたときの、シールド冶具１０と溶接トーチ２１の概略を示す図である。シールド治具１０は、溶接トーチ２１を挟むように、溶接トーチに対して５〜８５°の角度をなすように配置される。なお、図３（ｂ）においては、構造を理解するために、側壁部１１に垂直な、法線が紙面に垂直となる面は開放となっているが、閉じられていてもよい。

シールド冶具１０の設置位置は、溶接部がガスでシールドされる範囲であれば特に限定されるものではない。好ましい設置位置の例として、シールド冶具１０の端と鋼板２５の距離Ｈ＝２０〜９０ｍｍ、シールド冶具１０の端と溶接トーチ２１の距離Ｗ＝２０〜５０ｍｍ、シールド冶具１０と溶接トーチ２１のなす角θ＝２０〜５０°が例示できる。また、シールド冶具１０は、溶接トーチ２１に対して左右対称に配置するのが好ましい。

このようにシールド治具１０を配置しシールドガスを溶接部に供給することにより、溶接部がガスによりシールドされ、シールド雰囲気を維持した状態でアーク溶接を行うことが可能となり、フラックスを散布することなく良好なアーク溶接を行うことができる。

シールドガス噴出口１２ｂは、図４（ａ）に示すように開放としてもよいが、図４（ｂ）のようにメッシュ構造体を設けると、溶接時に発生したスパッタがシールド治具１０内に飛び散ることを防ぐことができるので好ましい。

本発明は、母材鋼板２５は厚さ１０ｍｍ以上の厚鋼板とし、その鋼板に形成された開先部に対し溶接トーチ２１を複数本用いて溶接を行う際に好適である。

母材鋼板の厚さを１０ｍｍ以上となると、通常、多電極ガスシールドアーク溶接では、母材鋼板間に形成された開先内を１パス（一層盛り）で溶接できない。例えば、板厚１００ｍｍの厚鋼板の場合、多パス溶接になり、従来のフラックスを使用するサブマージアーク溶接では、１パスごとにスラグを除去する必要が生じる。本発明では、フラックスを使用しないので、スラグを除去する手間が省け、作業効率が大幅に上昇する。本発明においては、板厚の上限は特に限定されない。

アーク溶接機としては、電極ワイヤを送給・案内する溶接トーチを複数本設けた多電極サブマージアーク溶接機を用いることができる。電極ワイヤとしては、最も溶接方向進行側の電極ワイヤにはスパッタ抑制の観点から直径を３．２〜４．０ｍｍのワイヤを、他の電極ワイヤには直径３．２〜６．４ｍｍのワイヤを用いる。このため、溶接トーチの先端部に設けられ、電極ワイヤに溶接電流を通電する通電チップの内径もワイヤ径に応じて直径３．２〜６．４ｍｍの内径を有するものを用いる。

電極ワイヤの数は、図３では４本の例を示しているが、母材鋼板の板厚に応じて２〜５本の間で適宜選択できる。その際、溶接トーチの先端は、２つのシールド治具に挟まれる位置に配置するようにする。

シールド治具１０の具体的なサイズとしては、幅方向２０〜４０ｍｍ、高さ方向１００〜３００ｍｍ、長さ方向２００〜５００ｍｍが例示できる。

シールド治具に用いる材料は、アーク溶接部付近で用いられるものであるため耐熱性が要求され、ステンレスや銅が例示できる。

シールドガス供給部は、図３では、側壁部の長手方向に沿って１箇所に配置した例を示されているが、十分に溶接部をシールドできれば本数や配置位置は特に限定されるものではない。シールドガス供給部の長さは、シールド治具の長手方向長さと同程度にすることが好ましい。

厚鋼板の溶接にあたっては、シールド冶具を、溶接トーチを挟むように、鋼板上１０〜３０ｍｍ程度の位置にセットする。

アーク溶接は、シールドガス供給部からシールドガスを流して、シールド雰囲気とした後、溶接をスタートし、シールドガス雰囲気を維持しながら開先内を溶接する。

溶接条件としては、通常の多電極サブマージアーク溶接の条件を採用することができる。ただし、厚みが１０ｍｍ以上の厚鋼板をアーク溶接する際には大電流、大電圧を制御できる必要があり、最大制御電流が６００Ａ以上、最大制御電圧が５０Ｖ以上であるアーク溶接機を用いるのが好ましい。

本発明では、フラックスを用いないため、スパッタの発生は避けられない。スパッタの発生を少なくするには、少なくとも先行電極は、サブマージアーク溶接で通常用いられているアーク電圧より低い電圧にして、アークをいわゆる埋もれアークの状態にすることが望ましい。図５に埋もれアークの概略を示す。（ａ）が通常のアーク溶接であり、（ｂ）が埋もれアークである。

埋もれアークの状態とするための条件としては、たとえば、複数の電極ワイヤの直径を４．０ｍｍ以下とし、各電極の電流を６００Ａ以上、電圧を３０Ｖ以下にする方法が挙げられる。このような条件にすることにより、鋼板へのスパッタ付着量が少なく抑えられ、好ましくは８．４ｍｇ／ｃｍ^２以下とすることができる。

また、アーク切れを少なく抑えることが可能となる。具体的には１ｍあたり２回以下に抑えることができる。

シールドガスとしては、Ａｒと５〜９０体積％ＣＯ_２の混合ガスを用いる。アークの安定性の観点からは、Ａｒと１０〜３０体積％ＣＯ_２の混合ガスが特に好ましい。

シールドガスの供給量は、溶接部周辺がシールドガス雰囲気に維持できる量であればよく、例えば、２００ｌ／ｍｉｎが例示できる。

以上説明した実施の形態は本発明の一例であり、本発明は、該実施の形態により制限されるものではなく、上記以外の実施の形態も実施可能である。

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成した。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、外面側の順に多電極ガスシールドアーク溶接を行い、ＵＯ鋼管とした。表２、３に用いた溶接条件、鋼板、溶接金属の成分組成を示す。

多電極ガスシールドアーク溶接後、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、及び溶接金属およびHAZにおける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。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。

板厚断面において、鋼板の表層２ｍｍ下から溶接金属部中央、ＨＡＺと溶接金属の割合が５０：５０になる溶融線位置からシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２に従って、−１０℃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。溶接金属中央から採取した試験片を用いて試験したものが溶接金属の靭性、ＨＡＺと溶接金属の割合が５０：５０になる溶融線位置からシャルピー試験片を用いて試験したものをＨＡＺの靭性とする。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、溶接金属は１００Ｊ未満、ＨＡＺは６５Ｊ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。

外面溶接部から肉厚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サイズの平均とした。

表５〜７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、−１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ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、−１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７５Ｊ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

長手方向に内面及び外面が多電極ガスシールドアーク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：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．５％未満、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０％超、０．０６％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：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
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％、
Ｃｕ：０％超、０．５０％以下、
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０．２％以下であり、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣｅｑが０．３５〜０．４５％であり、
α´＝（１．５×（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４×Ｎ−Ｔｉ）×１０００で定義されるα´が−２０〜４０であり、
Ａｌ／Ｏが０．３〜０．８である
ことを特徴とする多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。
ここで、上記の各式中の元素記号は、溶接金属中の元素の含有量（質量％）を表す。
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７０％以上、粒界フェライト１５％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に記載の多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。
前記溶接金属が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｂ：０〜０．０３５％、
Ｎｉ：０〜０．６０％、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜０．４０％、
Ｖ：０〜０．０６％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、及び
Ｎｂ：０〜０．０６０％
からなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。
前記母材が、Ｆｅの一部に代えて、
Ｎ：０〜０．００６％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
Ｃａ：０〜０．０３％、
Ｎｉ：０〜０．６％、
Ｃｒ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜０．５％、
Ｍｏ：０〜０．４％、
Ｂ：０〜０．００２％、及び
Ｖ：０〜０．０６％
からなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。
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項に記載の多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。
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項に記載の多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。
前記溶接金属の−１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。
前記溶接金属を含むＨＡＺの−１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが６５Ｊ以上であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の多電極ガスシールドアーク溶接鋼管。