JP2022142983A

JP2022142983A - 低温靭性に優れた鋼管

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Publication number: JP2022142983A
Application number: JP2021043289A
Authority: JP
Inventors: 直人藤山; Naoto Fujiyama
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2021-03-17
Filing date: 2021-03-17
Publication date: 2022-10-03

Abstract

【課題】溶接部の低温靭性に優れた鋼管を得ること。【解決手段】溶接金属の成分及び組織が特定の範囲内であると共に、溶接金属のビード形状が、Ｓｏｕｔ≦０．９７×Ｓｉｎ、θ１≦０．９５×θ２を満たすことを特徴とする鋼管（ここで、Ｓｏｕｔは鋼管外面側の溶接金属の断面積、Ｓｉｎは鋼管内面側の溶接金属の断面積、θ１は外面側溶融線角度、θ２は内面側溶融線角度である）。【選択図】図１

Description

本発明は、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手段として、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）の５Ｌ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、鋼板を筒状に成形し、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部は、採掘地の寒冷化や輸送効率向上のための高圧化の観点から、高靭性化が求められる。

特許文献１は、ＡＰＩ規格Ｘ６５～Ｘ７０級の溶接鋼管に関し、変形特性と溶接部靭性を兼ね備えた鋼管を提供することを目的として、母材と溶接金属が特定の成分組成を備え、母材部は、第１相がフェライトで、第２相がフェライト粒界に面積率５～２０％で分散している島状マルテンサイトである金属組織を有し、溶接金属部は、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が面積率８０％以上、島状マルテンサイトが面積率５％以下である金属組織を有するものとした鋼管を開示する。

特許文献２は、溶接鋼管に関し、溶接熱影響部（ＨＡＺ）が優れた靭性を備える鋼管を提供することを目的として、ＨＡＺが、島状マルテンサイトの面積分率４％以下、平均旧オーステナイト粒径４００μｍ以下の金属組織を備え、先行溶接及び後続溶接によって形成される各ＨＡＺの平均旧オーステナイト粒径と、先行溶接によって形成される溶接ビードの先端から５ｍｍ位置でのビード幅と、先行溶接及び後続溶接の溶接ビードの溶融線傾斜角等をパラメータとして考慮する技術を開示する。

特許文献３および４は、ＡＰＩ規格５Ｌで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目的として、母材及び溶接金属の各成分組成と溶接金属の金属組織を考慮した技術を開示する。

特開２０１３－４９８９５号公報国際公開第２０１３／０５１２４９号国際公開第２０１８／１８５８５１号国際公開第２０１８／１８５８５３号

ラインパイプ用鋼管は、原油・天然ガスの長距離の輸送効率向上のための高圧化に対応するべく肉厚化が進んでいる。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が、大入熱溶接においては、一般に、ＨＡＺの靭性の低下が問題となっている。一方、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いため、－４０℃以下という低温での靭性に対する保証が求められることもある。このため、ラインパイプ用鋼管に関しては、母材となる鋼板の成分組成はもとより、溶接部について、溶接金属の成分組成やＨＡＺ組織、ビード形状などの観点から検討がなされてきた。

前記特許文献１，３及び４では、溶接部の低温靭性を改善するため、母材部及び溶接金属の金属組織の観点からの検討がなされている。特に、特許文献３，４は、溶接金属をアシキュラーフェライト主体の組織にすることにより、溶接金属の靭性を向上させることを開示するものの、溶接部の更なる靭性向上のためには、ＨＡＺの靭性向上も併せて検討する必要がある。

前記特許文献２では、ＨＡＺの金属組織に加え、溶接金属のビード形状の観点からの検討を行っている。特にパイプライン規格であるＤＶＮ－ＯＳ－Ｆ１０１で規定される溶融線会合部ノッチ（ＦＬ試験片。特許文献２では「会合部ＦＬノッチ」と称している。）試験片を採用し、靭性改善のため、ノッチ底に占めるＩＣＣＧＨＡＺ長さを小さくすることに着目してはいる。しかし、先行溶接で形成されたＨＡＺと後続溶接で形成されたＨＡＺの平均旧オーステナイト粒径を変数とするパラメータを提案しているため、ＨＡＺ全体のマクロ的指標を提示するにとどまり、局所的なき裂の起点を正しく評価できない場合がある。その結果として、ＨＡＺ靭性を向上できない場合もある。

このように、ラインパイプの溶接部の靭性向上には、溶接金属の靭性向上のみならず、ＨＡＺ靭性の向上を達成することが求められるところ、ＨＡＺの低温靭性改善については、未だ検討の余地がある。本発明は、特許文献３，４で提案される溶接金属の靭性向上に加えて、ＨＡＺの靭性をも向上させ、溶接部全体の靭性を向上させることを技術的な課題とするものであり、溶接部の低温靭性に優れた鋼管を得ることを目的とするものである。

突き合せ部の内面および外面が長手方向にサブマージアーク溶接によって溶接された溶接部を有する鋼管は、ガス輸送時に内圧により円周方向に引張応力を受ける。したがって、溶接部でき裂が発生した場合、き裂は板厚方向に進み、そこからさらに鋼管長手方向（軸方向）に進展していく。そのため、板厚方向に靭性の良い組織が含まれていれば、そこで亀裂の進展が抑えられ、溶接部の靭性は担保される。

溶接部は溶接金属とＨＡＺから成るので、溶接部における板厚方向のき裂進展経路は、溶接金属中のみ、あるいは、溶接金属とＨＡＺの両方を通過するものになる。したがって、溶接部の靭性を確保するためには、溶接金属とＨＡＺのいずれにおいても靭性が良好であることが求められる。本発明は、ＨＡＺについても鋼管外面側と鋼管内面側の両方のＨＡＺを靭性評価の対象とすることができる試験片である溶融線会合部ノッチ試験片（パイプラインの規格であるＤＶＮ－ＯＳ－Ｆ１０１で規定される、５０％ＷＭ（溶接金属）及び５０％ＨＡＺのＦＬ試験片）を採用する。

ＨＡＺの靭性に関しては、先行する鋼管内面側溶接の熱（内面入熱）により加熱された溶融線近傍の粗粒域のうち、後続の鋼管外面側溶接による熱（外面入熱）により二相域（Ａ_Ｃ１点～Ａ_Ｃ３点の間の温度）に再加熱された領域（ＩＲＣＧＨＡＺ（ＩｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌＲｅｈｅａｔｅｄＣｏａｒｓｅ－ＧｒａｉｎｅｄＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ）、若しくはＩＣＣＧＨＡＺ（ＩｎｔｅｒＣｒｉｔｉｃａｌＣｏａｒｓｅ－ＧｒａｉｎｅｄＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ）ともいう。）で靭性が低下することが知られている。これは、その金属組織が、粗粒化するとともに島状マルテンサイトが生成することにより脆化組織となることが主な要因であると認識する。溶接金属とＨＡＺを含む溶接部の靭性評価に当たり、本発明者は、ＩＲＣＧＨＡＺの近傍を評価することができる前記溶融線会合部ノッチ試験片を採用して、ＩＲＣＧＨＡＺとノッチの位置関係に注目して検討を進めた。

溶融線会合部ノッチ試験片は、鋼管長手方向（軸方向）に垂直な断面(以下、「鋼管断面」ともいう。）において、２つの溶融線会合部（先行溶接金属と後続溶接金属の溶融線どうしが交差する点）を結ぶ直線（溶融線会合部を通り鋼板幅方向に引いた直線でもあり、以下、「会合部通線」ともいう。）を中心線として、これに垂直な直線がＨＡＺを通過する距離と溶接金属を通過する距離（内面側溶接金属を通過する距離と外面側溶接金属を通過する距離の和）とが５０：５０になる位置にノッチを設けたシャルピー衝撃試験片である（この試験片における前記垂直な直線を「ノッチ線」（ノッチ底を通る、会合部通線に垂直な線分）ともいう。）。この試験片による実験の結果、鋼管内面側溶融線上のＡ_Ｃ３点（外面側溶接によりＡ_Ｃ３温度に加熱された鋼管内面側溶融線上の位置。以下、「溶融線上Ａ_Ｃ３点」ともいう。また、同様に、外面側溶接によりＡ_Ｃ１温度に加熱された位置を「溶融線上Ａ_Ｃ１点」ともいう。）と、鋼管内面側溶融線上のノッチ線の位置（以下、「内面側溶融線上ノッチ位置」ともいう。）との間の距離（以下、「ノッチＡ_Ｃ３間距離」ともいう。）が長いほど、低温での衝撃吸収エネルギーが大きくなること、すなわち、低温靭性が向上することが判明した。

このノッチＡ_Ｃ３間距離が長いことは、ＩＲＣＧＨＡＺの位置が、内面側溶融線上ノッチ位置から遠く、ノッチ線からも遠いため、ＩＲＣＧＨＡＺによる靭性低下に及ぼす影響が少ないことを示していると思われる。このような位置関係にするためには、外面入熱量を少なくするとよいと考えることができる。外面入熱量を少なくすると、溶融線上Ａ_Ｃ３点と溶融線上Ａ_Ｃ１点は、内面側溶融線上、それぞれに外面側に寄ることになり、また、Ａ_Ｃ３点とＡ_Ｃ１点との間隔（ＩＲＣＧＨＡＺの幅でもある）は狭くなる。このように、外面入熱量を少なくすると、ＩＲＣＧＨＡＺをノッチ線から遠ざけることができる。ここで、外面入熱量の大小は、外面側溶接金属を介してＨＡＺに伝達される熱量の大小であるから、鋼管断面における外面側溶接金属の断面積の大小と相関がある。結果として、外面入熱量を内面入熱量より少なくすることは、外面側溶接金属の断面積Ｓ_ｏｕｔを内面側溶接金属の断面積Ｓ_ｉｎよりも小さくすることである。

さらに、本発明者は、溶接ビード形状を制御してＩＲＣＧＨＡＺをノッチ線から遠ざけることも考えた。
まず、内面側溶融線の傾角（内面側溶融線上ノッチ位置と会合部とを通る直線が会合部通線との間になす角度（以下、「内面側溶融線角度」ともいう。）θ_２を大きくすることにより、ノッチＡ_Ｃ３間距離（内面側溶融線上ノッチ位置と溶融線上Ａ_Ｃ３点との間の距離）を長くすることができる。一方で、溶融線会合部ノッチ試験片の規定（ＷＭ（溶接金属）：ＨＡＺ＝５０：５０）から、単にθ_２を大きくしただけでは、ノッチ線が会合部側に寄ってしまう。そのため、外面側溶融線角度θ_１を小さくして、ノッチ線上の溶融金属部分を確保すればよいことを見出した。すなわち、内面側溶融線角度θ_２を大きくし、外面側溶融線角度θ_１をより小さくすることで、ＩＲＣＧＨＡＺの位置をノッチ線から遠ざけることができる。したがって、溶接部の溶融線会合部ノッチ試験片による靭性は向上する。

溶接金属の靭性向上に関しては、特許文献３，４で提案されているように、アシキュラーフェライト（ＡＦ）を主体とし、粒界フェライト（ＧＢＦ）や島状マルテンサイト（ＭＡ）をより生じさせない組織にするとよい。

本発明者は、これらの知見に基づいて、本発明を完成した。その要旨は以下のとおりである。

［１］長手方向に内面および外面が溶接された溶接部を有する鋼管であって、
前記鋼管の母材の引張強度が５２０～７６０ＭＰａであり、
前記鋼管の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の組織が、面積率で
ベイナイト：５０％以上
粒界フェライト：１５％以下
フェライトサイドプレート：１５％以下
島状マルテンサイト：５％以下
旧オーステナイト粒径：２００μｍ以下
ＥＢＳＤ粒径：１５０μｍ以下
であり、
前記溶接部の溶接金属の成分が、
Ｃ：０．０３０～０．１００％、
Ｓｉ：０．０３０～０．５００％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００１０～０．０３００％、
Ｔｉ：０．００５０～０．０４００％、
Ｎ：０．００２０～０．００６０％、
Ｏ：０．０１５０～０．０５００％、
残部：Ｆｅ及び不純物
であり、次の式（１）～式（７）を満足し、
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：８０％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
であり、
前記鋼管長手方向に垂直な断面において、前記鋼管の溶接金属の形状が、次の式（８）～式（９）を満足することを特徴とする鋼管：
０％≦α’≦５０％ …（１）
０．３≦Ａｌ／Ｏ≦０．８ …（２）
０．３０％≦Ｃｅｑ≦０．５０％ …（３）
０．０５％≦Ｐｃｍ≦０．２０％ …（４）
α’＝（１．５×（Ｏ－０．８９Ａｌ）＋３．４×Ｎ－Ｔｉ）×１０００…（５）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５…（６）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ …（７）
Ｓ_ｏｕｔ≦０．９７×Ｓ_ｉｎ …（８）
θ_１≦０．９５×θ_２ …（９）
ここで、
Ｓ_ｏｕｔ：鋼管外面側の溶接金属の断面積
Ｓ_ｉｎ：鋼管内面側の溶接金属の断面積
θ_１：外面側溶融線角度
θ_２：内面側溶融線角度
であり、上記の式（２）、（５）、（６）、（７）の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示し、含まないときは０％とする。

［２］前記溶接金属の成分が、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～０．４０％、
Ｖ：０～０．０６０％、
Ｎｂ：０～０．０６０％、
Ｂ：０～０．０３５０％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、及び
Ｃａ：０～０．００５％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の鋼管。

［３］前記鋼管の母材の成分が、質量％で、
Ｃ：０．０１０～０．１００％、
Ｓｉ：０．０３～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００２０～０．００６０％、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～０．４０％、
Ｖ：０～０．０６０％、
Ｎｂ：０～０．０６０％、
Ｂ：０～０．００２０％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、及び
Ｃａ：０～０．０３００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物
であることを特徴とする［１］または［２］に記載の鋼管。

［４］前記溶接熱影響部（ＨＡＺ）と溶接金属（ＷＭ）の割合が５０：５０になる溶融線会合部ノッチ試験片を用いた試験において、－２０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４６Ｊ以上であることを特徴とする［１］～［３］のいずれか１つに記載の鋼管。

［５］前記溶接金属の中央にノッチを有する試験片を用いた衝撃試験において、－２０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする［１］～［４］のいずれか１つに記載の鋼管。

［６］前記鋼管の溶接金属の形状が、次の式（１０）～式（１１）を満足することを特徴とする［１］～［５］のいずれか１つに記載の鋼管。
θ_ｏｕｔ≧１００°、θ_in≧１００° …（１０）
ｈ_ｏｕｔ≦２ｍｍ、ｈ_ｉｎ≦２ｍｍ …（１１）
θ_ｏｕｔ：鋼管外面側溶接ビード止端角
θ_ｉｎ：鋼管内面側溶接ビード止端角
ｈ_ｏｕｔ：鋼管外面側溶接ビード高さ
ｈ_ｉｎ：鋼管内面側溶接ビード高さ

本発明によれば、溶接部の低温靭性に優れた鋼管を得ることができる。

本発明の実施形態における溶接金属の形状（ビード形状）を示す図である。ＨＡＺにおけるＩＲＣＧＨＡＺ、二相加熱領域とノッチ線との位置関係を示す図である。ノッチＡ_Ｃ３間距離とシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの関係を示すグラフである。本発明の実施例におけるシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す図である。

以下、本発明の実施形態ついて説明する。
（溶接金属の成分）
はじめに、溶接金属の成分について説明する。なお、以下、成分に関する「％」は、特に断りのない限り「質量％」を表す。

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、含有量の下限は０．０３０％が望ましい。好ましくは０．０５０％である。一方、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％、好ましくは、０．０６５％である。

Ｓｉ：０．０３０～０．５００％
Ｓｉはブローホール防止に有効であり、またアシキュラーフェライト主体の組織とするために、含有量の下限は０．０３０％、好ましくは０．１５０％である。一方、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０．５００％、好ましくは０．２５０％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の含有量の下限は０．５０％であり、好ましくは１．００％、さらに好ましくは、１．２０％である。一方、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％であり、好ましくは１．７５％、さらに好ましくは１．５０％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、溶接部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の上限は０．０１５％、Ｓの上限は０．０１０％である。好ましくは、Ｐの上限は０．００８％、Ｓの上限は０．００３％である。なお、脱Ｐ、脱Ｓはコストがかかるため、経済的観点から、これらの好ましい下限値は、各々、０．００１％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、望ましい下限は０．００１０％であり、好ましくは０．０１００％である。一方、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％であり、好ましくは０．０１５０％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、望ましい含有量の下限は０．００５０％であり、好ましくは０．００９０％である。一方、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％であり、好ましくは０．０１５０％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、望ましい含有量の下限は０．００２０％であり、好ましくは０．００３０％である。一方、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、その上限は０．００６０％であり、好ましくは０．００４０％である。

Ｏ：０．０１５０～０．０５００％
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。そのため望ましい含有量の下限は０．０１５０％であり、好ましくは０．０２００％である。一方、Ｏ量が０．０５００％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０．０５００％とする。上限は、好ましくは０．０３００％である。

溶接金属の残部はＦｅ及び不純物である。ここで、溶接金属の不純物とは、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、本願発明の課題を解決する上での妨げとならない量で、また、最終製品においては、その特性上の実際的な問題を発生させない量で、存在することが許容され得る成分のことをいう。

溶接金属は、上記のＦｅの一部に代えて、以下の元素を含有させてもよい。以下に説明する元素の含有は必須ではなく、溶接金属中の含有量は０％でもよい。

Ｃｕ：０～０．６０％
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の含有量は０％でもよい。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：０～０．５００％
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の含有量は０％でもよい。０．５００％を超えると効果が飽和するので、上限は０．５００％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の含有量は０％でもよい。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の含有量は０％でもよい。０．４０％を超えると効果が飽和するため、上限は０．４０％とする。

Ｖ：０～０．０６０％
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の含有量は０でもよい。０．０６％を超えると効果が飽和するので、上限は０．０６０％とする。

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の含有量は０％でもよい。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、上限は０．０６０％である。望ましい上限は０．０２０％である。

Ｂ：０～０．０３５０％
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の含有量は０％でもよいが、この効果を得るために下限を０．０００１％とする。好ましくは０．０００５％である。一方、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、上限は０．０３５０％とする。好ましくは０．０１００％である。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。

Ｍｇ：０～０．０１００％
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の含有量は０％でもよい。溶接金属のオーステナイト粒成長を抑制するための下限は０．００１０％であり、好ましくは０．００１５％である。一方、０．０１００％を超えると効果が飽和するので、上限は０．０１００％とする。好ましくは、上限は０．００２５％である。

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の含有量は０％でもよい。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。

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とよい。
０％≦α’≦５０％ …（１）
α’＝（１．５×（Ｏ－０．８９×Ａｌ）＋３．４×Ｎ－Ｔｉ）×１０００ …（５）
式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示し、含まないときは０％とする。

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すパラメータである。α’を、０～５０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５０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。

０．３≦Ａｌ／Ｏ≦０．８ …（２）
式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示し、含まないときは０％とする。
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０．３～０．８に制御することで、アシキュラーフェライトの生成能を向上できる。
Ａｌ／Ｏ比が０．３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０．８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、０．３～０．８とするのが好ましい。

０．０３％≦Ｃｅｑ≦０．５０％ …（３）
溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるＣｅｑを０．３０～０．５０％とするのが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ …（６）
式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示し、含まないときは０％とする。
Ｃｅｑは溶接金属の焼入れ性について、各合金元素の焼入れ性をそれぞれ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強度を確保するために、Ｃｅｑを０．０３～０．５０％に制御するのが好ましい。

０．０５％≦Ｐｃｍ≦０．２０％ …（４）
溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるＰｃｍが０．０５～０．２０％となるのが好ましい。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ …（７）
式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示し、含まないときは０％とする。
溶接金属の引張強度を確保するためには、種々の合金元素をバランスよく含有させることによって、Ｐｃｍの値を０．０５％以上とするのが好ましい。合金元素を過剰に含有させるとコスト上昇につながるため、Ｐｃｍの値は０．２０％以下とするのが好ましい。

（溶接金属の組織）
次に、溶接金属の組織について説明する。
本発明の鋼管は、引張強度ＴＳが５２０～７６０ＭＰａ、板厚が６～４０ｍｍ程度の鋼板をサブマージアーク溶接すると、溶接入熱１５～１１０ｋＪ／ｃｍの範囲で行われる。その溶接金属の組織は、アシキュラーフェライトを主とする以下のような組織であると、後述する溶接金属の形状・ＨＡＺ組織による効果と相まって、溶接部の靭性向上に寄与する。なお、以下、組織に関する「％」は、特に断りのない限り鋼管断面における「面積率（％）」を表す。

アシキュラーフェライト：８０％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８０％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。

島状マルテンサイト：３％以下
島状マルテンサイトも脆化相の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（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回析）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。

（溶接金属の形状）
次に、溶接金属の形状（ビード形状）について説明する。
図３は、ノッチＡ_Ｃ３間距離（内面側溶融線上Ａ_Ｃ３点から内面側溶融線上ノッチ位置までの距離）を横軸に、溶融線会合部ノッチ試験片の－２０℃でのシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーを縦軸にプロットしたグラフである。なお、溶接ビード形状(ノッチＡ_Ｃ３間距離)だけを変化させて評価するために、母材板厚、母材および溶接金属の成分、溶接入熱を同一とし、開先形状(内面および外面の開先角度、深さ)のみをそれぞれ変えて溶接した。グラフ中、「▲」印は基準値（４６Ｊ）未満、「●」印は基準値以上であることを示す。このグラフから、ノッチＡ_Ｃ３間距離が長いほど、－２０℃低温での衝撃吸収エネルギーが大きくなること、すなわち、低温靭性が向上することが看て取れる。
前述したように、このノッチＡ_Ｃ３間距離が長いことは、ＩＲＣＧＨＡＺの位置が、内面側溶融線上ノッチ位置から遠く、ノッチ線からも遠いため、ＩＲＣＧＨＡＺによる靭性低下に及ぼす影響が少ないことを示していると思われる。
即ち、鋼管断面における溶融線会合部ノッチ試験片の採取に当たって、できるだけノッチＡ_Ｃ３間距離が長くなるような溶融金属の形状（ビード形状）にするとよいことが分かる。
そこで、このような位置関係にするためには、外面入熱量を少なくするとよいことと、溶接ビード形状を制御してＩＲＣＧＨＡＺをノッチ線から遠ざけることを考えた。これらについて、以下に説明する。

Ｓ_ｏｕｔ≦０．９７×Ｓ_ｉｎ
図２は、鋼管断面における内面側溶接金属、外面側溶接金属、ＩＲＣＧＨＡＺおよび二相加熱領域とノッチ線との位置関係を示す。外面入熱量を少なくすると、外面側溶接によるＨＡＺ中のＡ_Ｃ３線とＡ_Ｃ１線が、対面側溶接金属の方に寄る。即ち、内面側溶融線上Ａ_Ｃ３点とＡ_Ｃ１点は、それぞれに外面側に寄ることになり、また、Ａ_Ｃ３点とＡ_Ｃ１点との間隔（ＩＲＣＧＨＡＺの幅でもある）は狭くなる。このように、外面入熱量を少なくすると、ＩＲＣＧＨＡＺをノッチ線から遠ざけることができる。ここで、外面入熱量の大小は、外面側溶接金属を介してＨＡＺに伝達される熱量の大小に関係するから、鋼管断面における外面側溶接金属の断面積の大小と相関がある。結果として、外面入熱量を内面入熱量より少なくすることは、外面側溶接金属の断面積Ｓ_ｏｕｔを内面側溶接金属の断面積Ｓ_ｉｎよりも小さくすることである。

後記実施例を含む様々な実験によれば、具体的に式（８）を満たすと好ましいことがわかった。
Ｓ_ｏｕｔ≦０．９７×Ｓ_ｉｎ …（８）
ここで、Ｓ_ｏｕｔは鋼管断面における鋼管外面側の溶接金属の断面積、Ｓ_ｉｎは鋼管内面側の溶接金属の断面積である。Ｓ_ｏｕｔ≦０．９７×Ｓ_ｉｎに制御するとよい。好ましくは、Ｓ_ｏｕｔ≦０．９０×Ｓ_ｉｎに、さらに好ましくは、Ｓ_ｏｕｔ≦０．８０×Ｓ_ｉｎに制御するとよい。例えば、鋼管外面側の溶接金属は、鋼管内面側溶接金属とのメタルタッチを確保した上で、Ｈ_ｏｕｔ≦０．９５×Ｈ_ｉｎであれば、Ｓ_ｏｕｔ≦０．９７×Ｓ_ｉｎを満たすことができる。ここで、Ｈ_ｏｕｔは、鋼管外面側溶接の入熱量（外面入熱量）であり、Ｈ_ｉｎは鋼管内面側溶接の入熱量（内面入熱量）である。

θ_１≦０．９５×θ_２
さらに、本発明者は、溶接ビード形状を制御してＩＲＣＧＨＡＺをノッチ線から遠ざけることも考えた。
図１に、外面側溶融線角度θ_１、内面側溶融線角度θ_２、鋼管外面側の溶接金属の断面積Ｓ_ｏｕｔ、鋼管内面側の溶接金属の断面積Ｓ_ｉｎの位置関係を示す。まず、内面側溶融線角度θ_２を大きくすることにより、ノッチＡ_Ｃ３間距離を長くすることができる。一方で、溶融線会合部ノッチ試験片の規定（ＷＭ（溶接金属）：ＨＡＺ＝５０：５０）から、単にθ_２を大きくしただけでは、ノッチ線が会合部側に寄ってしまう。そのため、外面側溶融線角度θ_１を小さくして、ノッチ線上の溶接金属部分を確保すればよいことを見出した。すなわち、内面側溶融線角度θ_２を大きくし、外面側溶融線角度θ_１をより小さくすることで、ＩＲＣＧＨＡＺの位置をノッチ線から遠ざけることができる。

以上から、溶融金属のビード形状を式（９）のとおりにした鋼管であれば、低温でのＨＡＺ靭性の低下を改善することができることを見出した。
θ_１≦０．９５×θ_２ …（９）
ここで、θ_１は外面側溶融線角度、θ_２は内面側溶融線角度である。本発明においては、θ_１≦０．９５×θ_２に制御するとよい。好適には、θ_１≦０．９０×θ_２に、さらに好適には、θ_１≦０．８０×θ_２に制御するとよい。

Ｓ_ｏｕｔ≦０．９７×Ｓ_ｉｎとともにθ_１≦０．９５×θ_２を満たす溶接金属のビード形状になるように突き合せ溶接した試験材から溶融線会合部ノッチ試験片を採取し、－２０℃でのシャルピー衝撃試験を行った結果を図３に「●」印で示す。従来の例（「▲」）と比較すると、本発明品（「●」印）は、ノッチＡ_Ｃ３間距離が長くなっており、低温靭性が向上した（吸収エネルギーが大きくなった）。このように、Ｓ_ｏｕｔ≦０．９７×Ｓ_ｉｎとともにθ_１≦０．９５×θ_２を満たす溶接ビード形状にすることにより、ＨＡＺの低温でのシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーを向上させることができる。

なお、溶接金属のビード形状として、次の事項を考慮するとよい。
θ_ｏｕｔ≧１００°、θ_in≧１００° …（１０）
ｈ_ｏｕｔ≧２ｍｍ、ｈ_ｉｎ≧２ｍｍ …（１１）
ここで、θ_ｏｕｔは鋼管外面側溶接ビード止端角、θ_ｉｎは鋼管内面側溶接ビード止端角である。溶接止端角が小さい場合（特に９０°以下になる場合）、鋼管拡管時に溶接ビード止端部に応力が集中し破壊が発生するだけでなく、アンダーカットと呼ばれる溶接欠陥も発生しやすくなる。その発生抑制のために内外面溶接ビードの止端角θ_ｏｕｔ、θ_ｉｎを１００°以上になるように制御するとよい。また、鋼管の溶接後の塗装膜厚を確保するため、鋼管外面側溶接ビード高さｈ_ｏｕｔ、及び鋼管内面側溶接ビード高さｈ_ｉｎは、いずれも２．０ｍｍより小さくするとよい。

（ＨＡＺの組織）
次に、ＨＡＺの組織について説明する。
ＡＰＩ規格５ＬでＸ６０～Ｘ７０級（引張強度が５２０～７６０ＭＰａ相当）のＨＡＺの組織は、鋼管断面における面積率で５０％以上がベイナイトであるとよい。そして、脆化相である粒界フェライト、フェライトサイドプレート、島状マルテンサイトは、いずれも、靭性低下の要因となるため、鋼管断面における面積率で、粒界フェライトは１５％以下、フェライトサイドプレートは１５％以下、島状マルテンサイトは５％以下であることが望ましい。また、ＨＡＺの旧オーステナイト（以下、「旧γ」という。）粒径が２００μｍ以下、ＥＢＳＤ粒径が１５０μｍ以下であることが望ましい。本発明の鋼管のＨＡＺ組織は、このような組織とすることにより、破壊単位が微細となり、溶接金属の形状・組織による効果と相まって、溶接部のＨＡＺ靭性が良好なものとなる。

（母材の成分）
次に、好ましい母材の成分について説明する。
なお、本発明の実施形態においては、鋼管母材成分や組織は、特に限定しない。引張強度ＴＳが５２０～７６０ＭＰａの場合の好ましい母材成分について説明する。

Ｃ：０．０１０～０．１００％
Ｃは鋼の強度向上に有効であり、含有量の下限を０．０１０％とする。好ましくは０．０３０％である。一方、Ｃ量が多すぎると強度過剰により母材及びＨＡＺの低温靱性が劣化し、さらに、溶接性が劣化するので、Ｃ量は上限を０．１００％とする。好ましくは０．０７０％である。

Ｓｉ：０．０３～０．５０％
Ｓｉは脱酸に必要な元素であり、含有量の下限を０．０３％とする。好ましくは０．１２％である。一方、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量の上限は０．５０％である。好ましくは０．３５％である。

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の含有量の下限は０．５０％である。好ましくは、下限１．００％である。一方、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量の上限は２．００％であり、好ましくは、１．８０％である。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．０１０％以下
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物であり、溶接部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の上限は０．０１５％、Ｓの上限は０．０１０％である。好ましくは、Ｐの上限は０．００８％、Ｓの上限は０．００３％である。なお、脱Ｐ、脱Ｓはコストがかかるため、経済的観点から、これらの好ましい下限値は、各々、０．００１％である。

Ａｌ：０．００１～０．０５０％
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。また、Ｍｇと結合してＭｇＡｌ_２Ｏ_４を形成し、ＨＡＺ粗粒化を抑制するピニング粒子と作用し、靭性を向上させる。Ａｌの含有量が低すぎると、この効果が得られないので、含有量の下限は０．００１％である。好ましくは、０．０２０％である。一方、Ａｌ含有量が高すぎると、粗大なＡｌ_２Ｏ_３が破壊起点となり、母材靭性が低下するので、Ａｌ量の上限は０．０５０％とする。好ましくは、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酸化物（ＭｇＡｌ_２Ｏ_４）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量の下限は０．００５％である。好ましくは、０．０１０％である。一方、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量の上限は０．０３０％とする。好ましくは、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、含有量の下限は０．００２０％である。好ましくは、０．００３０％である。一方、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量の上限は０．００６０％である。好ましくは、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、上限は０．００５０％である。好ましくは０．００３０％である。

以上説明した以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、母材の不純物とは、原材料に含まれる、あるいは、製鋼、鋳造等の製造過程で混入する成分であり、本願発明の課題を解決する上での妨げとならない量で、また、最終製品においては、その特性上の実際的な問題を発生させない量で、存在することが許容され得る成分のことをいう。

母材は、上記のＦｅの一部に代えて、以下の元素を含有させてもよい。以下に説明する元素の含有は必須ではなく、母材中の含有量は０でもよい。

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の含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＣｕ量は０．１０～０．５０％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の含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＮｉ量は０．１０～０．６０％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の含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＣｒ量は０．１０～０．５０％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の含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＭｏ量は０～０．４０％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の含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＶ量は０．０１０～０．０６０％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の含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＮｂ量は０．０１０～０．０４０％である。

Ｂ：０～０．００２０％
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の含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＢ量は０．００１０～０．００２０％である。

Ｍｇ：０～０．０１０％
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、効果は飽和するので、上限は０．０１０％が好ましい。Ｍｇの含有量は０でもよい。

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の含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＣａ量は０．０１００～０．０３００％である。

（鋼管の製造方法）
次に、本発明の鋼管の製造方法について説明する。鋼管の製造方法は特に限定されない。公知の製造方法を適用することができる。
例えば、前述した母材の化学組成を有する鋼材を公知の方法で溶製し、精錬された溶鋼を連続鋳造法によりスラブとする。次いで、スラブを１０００～１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を７００～９００℃として熱間圧延を行う。

続いて、仕上げ圧延後の鋼板を加速冷却する。母材の組織を前述した所定の組織とし、強度、靭性のバランスを良好なものとするためには、加速冷却の条件が重要である。具体的には、加速冷却の開始温度を６５０～８５０℃、加速冷却の停止温度を４００～５００℃、平均冷却速度を１０～１００℃／分として、加速冷却を行う。これにより、所定の母材強度を得ることができる。

次いで、得られた鋼板に、所定形状の開先加工を施す。例えば、開先形状として、得るべき溶接金属のビード形状に合わせて、外面側がθ_１の角度、内面側がθ_２の角度で、「θ_１≦０．９５×θ_２」になるように加工してもよい。このように開先加工した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、さらに、外面側から長手方向にサブマージアーク溶接を実行して、本発明の鋼管を製造する。溶接に際しては、内面入熱量Ｈ_ｏｕｔと外面入熱量Ｈ_ｉｎが「Ｈ_ｏｕｔ≦０．９５×Ｈ_ｉｎ」を満たすようにして、「Ｓ_ｏｕｔ≦０．９７×Ｓ_ｉｎ」を満たす溶接金属のビードを形成することができる。

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。

（試験方法）
次に、本発明の試験方法について説明する。
本発明においては、前述のとおり、溶融線会合部ノッチ試験片を採用した。すなわち、図４のように、ＤＮＶ－ＯＳ－Ｆ１０１に従って、鋼管断面において、会合部通線を中心線として、これに垂直な直線がＨＡＺを通過する距離と溶接金属を通過する距離（内面側溶接金属を通過する距離と外面側溶接金属を通過する距離との和）とが５０：５０になる位置をノッチとする２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を用いた。
鋼管シーム溶接スタート部からエンド部まで任意に１０か所、鋼管長手方向（軸方向）に垂直に切断して、試験片を得た。
ＪＩＳＺ２２４２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、その平均値とした。

組織の面積率は、次のように測定した。
溶接金属については、外面表層から肉厚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。

ＨＡＺについては、基本的に溶融金属と同様であるが、面積率と粒径の測定箇所が、外面側及び内面側の各溶融線とノッチ線との交点位置のＨＡＺである。
ＨＡＺの旧γ粒径は、外面の表層から２ｍｍ位置を光学顕微鏡で観察できるように試験片採取し、研磨および旧γ粒を現出する腐食を行い、光学顕微鏡にて溶融線第一近接粒径（内面側溶融線に最も近い位置に存在する結晶粒）を５０個測定し、その平均粒径を求めた。

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。

溶接ビード形状は、前述の溶融線会合部ノッチ試験片の断面をマクロ写真撮影し、その写真をもとに各種測定位置の長さ、角度を測定した。各測定位置の値は１０個分の平均とした。

表１の化学組成を有する鋼材を溶製し、精錬された溶鋼を連続鋳造法によりスラブとし、１１５０℃に加熱後、熱間圧延を施した。その後、熱間圧延の仕上げ温度を８００℃として、７００～７９５℃から加速冷却を開始し、４００～５００℃で加速冷却を停止した。

続いて、得られた鋼板に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、ＵＯ鋼管とした。溶接の際、入熱は板厚によって１５～１００ｋＪ／ｃｍの範囲で、Ｈ_ｏｕｔ≦０．９５×Ｈ_ｉｎを満たしつつ、適宜変更した。入熱は、溶接速度、開先形状などで調整し得る。
各板厚の鋼板を溶接した後、溶接ビード形状（Ｈ_ｏｕｔ、Ｈ_ｉｎ、Ｓ_ｏｕｔ、Ｓ_ｉｎ、θ_ｏｕｔ、θ_ｉｎ、θ_１、θ_２）を測定した。表２に、その結果を示す。

さらに、シーム溶接金属の成分分析をした。表３に溶接金属の成分、Ｃｅｑ、Ｐｃｍ、Ａｌ／Ｏおよびα’を示す。

さらに、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（％）とＥＢＳＤ粒径および溶接欠陥有無を測定した。表４に、その結果を示す。表４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。また、溶接欠陥は高温あるいは低温割れ、ブローホールやスラグ巻き込み、アンダーカットのことを言う。溶接欠陥がある場合は「有」、ない場合は「無」とした。

さらに、ＨＡＺ組織（ベイナイト、粒界フェライト、フェライトサイドプレート、島状マルテンサイト）と、ＨＡＺの旧γ粒径およびＥＢＳＤ粒径を測定した。表５にその結果を示す。表５におけるベイナイト率およびＦＳＰ率は、各々、溶接金属組織におけるベイナイト率およびフェライトサイドプレートの面積率を示す。

溶融線会合部ノッチ試験片を用いて、－２０℃におけるシャルピー衝撃試験を実施し、ＨＡＺ靭性を評価した。表６に、その結果を示す。ここで、吸収エネルギーが４６Ｊ以上であるものを良として「〇」、４６Ｊ未満のものを不良として「×」と評価した。また、溶接金属の靭性試験として、溶接金属中央にノッチを有する試験片を用いて－２０℃におけるシャルピー衝撃試験を実施した。溶接金属については、吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるものを良として「〇」、１００Ｊ未満のものを不良として「×」と評価した。
参考として、ＩＳＯ規格（１２１３５、１５６５３）に準じてＣＴＯＤ（ＣｒａｃｋＴｉｐＯｐｅｎｉｎｇＤｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ：亀裂先端開口変位）試験も行った。シャルピー衝撃試験と同様に、溶融線会合部ノッチ試験片と溶接金属中央にノッチを有する試験片を用いて、－１０℃で試験を実施した。試験は３本行い、ＣＴＯＤ値が３本とも０．１５ｍｍ未満のものを靭性不良として「×」印で、０．１５ｍｍ以上のものがあれば「〇」と評価した。

本発明の溶接金属成分および溶接金属の形状を満足する発明例は、いずれも、－２０℃でのシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが４６Ｊ以上であり、優れた溶接熱影響部靱性を有するものであった。また、溶接金属における吸収エネルギーは１００Ｊ以上であった。さらに、－１０℃におけるＣＴＯＤ値は、溶接熱影響部で０．１５ｍｍ以上であり、溶接金属でも同様であった。

本発明によれば、溶接部の低温靭性に優れた鋼管を安定して提供することができる。

Claims

長手方向に内面および外面が溶接された溶接部を有する鋼管であって、
前記鋼管の母材の引張強度が５２０～７６０ＭＰａであり、
前記鋼管の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の組織が、面積率で
ベイナイト：５０％以上
粒界フェライト：１５％以下
フェライトサイドプレート：１５％以下
島状マルテンサイト：５％以下
旧オーステナイト粒径：２００μｍ以下
ＥＢＳＤ粒径：１５０μｍ以下
であり、
前記溶接部の溶接金属の成分が、
Ｃ：０．０３０～０．１００％、
Ｓｉ：０．０３０～０．５００％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００１０～０．０３００％、
Ｔｉ：０．００５０～０．０４００％、
Ｎ：０．００２０～０．００６０％、
Ｏ：０．０１５０～０．０５００％、
残部：Ｆｅ及び不純物
であり、次の式（１）～式（７）を満足し、
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：８０％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
であり、
前記鋼管長手方向に垂直な断面において、前記鋼管の溶接金属の形状が、次の式（８）～式（９）を満たすことを特徴とする鋼管：
０％≦α’≦５０％ …（１）
０．３≦Ａｌ／Ｏ≦０．８ …（２）
０．３０％≦Ｃｅｑ≦０．５０％ …（３）
０．０５％≦Ｐｃｍ≦０．２０％ …（４）
α’＝（１．５×（Ｏ－０．８９×Ａｌ）＋３．４×Ｎ－Ｔｉ）×１０００…（５）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ …（６）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ …（７）
Ｓ_ｏｕｔ≦０．９７×Ｓ_ｉｎ …（８）
θ_１≦０．９５×θ_２ …（９）
ここで、
Ｓ_ｏｕｔ：鋼管外面側の溶接金属の断面積
Ｓ_ｉｎ：鋼管内面側の溶接金属の断面積
θ_１：外面側溶融線角度
θ_２：内面側溶融線角度
であり、上記の式（２）、（５）、（６）、（７）の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示し、含まないときは０％とする。
前記溶接金属の成分が、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．５％、
Ｃｒ：０～０．５％、
Ｍｏ：０～０．４％、
Ｖ：０～０．０６０％、
Ｎｂ：０～０．０６０％、
Ｂ：０～０．０３５０％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、及び
Ｃａ：０～０．００５％
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼管。
前記鋼管の母材の成分が、質量％で、
Ｃ：０．０１０～０．１００％、
Ｓｉ：０．０３～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～２．００％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００２０～０．００６０％、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～０．４０％、
Ｖ：０～０．０６０％、
Ｎｂ：０～０．０６０％、
Ｂ：０～０．００２０％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、及び
Ｃａ：０～０．０３００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物
であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼管。
前記溶接熱影響部（ＨＡＺ）と溶接金属の割合が５０：５０になる溶融線会合部ノッチを有する試験片を用いた試験において、－２０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが４６Ｊ以上であることを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼管。
前記溶接金属の中央にノッチを有する試験片を用いた衝撃試験において、－２０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の鋼管。
前記鋼管の溶接金属の形状が、次の式（１０）～式（１１）を満足することを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載の鋼管。
θ_ｏｕｔ≧１００°、θ_ｉｎ≧１００° …（１０）
ｈ_ｏｕｔ≦２ｍｍ、ｈ_ｉｎ≦２ｍｍ …（１１）
θ_ｏｕｔ：鋼管外面側溶接ビード止端角
θ_ｉｎ：鋼管内面側溶接ビード止端角
ｈ_ｏｕｔ：鋼管外面側溶接ビード高さ
ｈ_ｉｎ：鋼管内面側溶接ビード高さ