JP4396303B2 - 低温靭性に優れた高強度溶接鋼管 - Google Patents
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Description
本発明は、低温靭性に優れた高強度溶接鋼管に関し、詳しくは、鋼板からなる母材を管状に成形し、その成形された管状体の継目であるシーム部を内外面１層盛りのサブマージドアーク溶接（submerged arc welding：以下、ＳＡＷとも記す。）にて接合して製造された鋼管であって、その接合されたシーム部の溶接金属が、母材と同様に、パイプライン用鋼管としての要求に応え得る高強度かつ優れた低温靭性を示し、特に、７２０ＭＰａ以上の引張強度を有し、−４６℃以下の低温での靭性が優良である、低温靭性に優れた高強度溶接鋼管に関する。
近年、石油あるいは天然ガスを輸送するパイプラインに使用される溶接鋼管は、高強度を要求される傾向にある。これまで米国石油協会（American Petroleum Institute：以下、ＡＰＩとも記す。）規格でＸ80級の溶接鋼管が実用化されており、将来的な需要は増加傾向にある。
かかる高強度の要求に応えるべく、例えば特許文献１では、ＳＡＷによる溶接金属において、引張強度７００ＭＰａ以上を確保するために、次式(1)で定義される炭素当量であるＰcmを０.２０〜０.２５質量％に限定している。
Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ/30＋(Ｍｎ＋Ｃｕ+Ｃｒ)/20＋Ｎｉ/60＋Ｍｏ/15＋Ｖ/10＋５×Ｂ ……(1)
ただし、式中右辺の元素記号はその元素の含有量（質量％）を表す。
Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ/30＋(Ｍｎ＋Ｃｕ+Ｃｒ)/20＋Ｎｉ/60＋Ｍｏ/15＋Ｖ/10＋５×Ｂ ……(1)
ただし、式中右辺の元素記号はその元素の含有量（質量％）を表す。
なお、以下では特に断らない限り％は質量％を表す。
溶接金属に限らず、鋼の引張強度を大きくするためには焼入れ熱処理が用いられる。同熱処理による強度増加は鋼の組成に敏感であり、Ｃの増加による鋼の高強度化が代表的である。同様の効果はＳｉやＭｎといった他の元素にも見られるので、高強度化の程度は前記Ｐcmのように各元素の含有量の一次式で表現される。なお、Ｐcmに含まれるＣやＳｉといった元素は焼入れ熱処理による強度の増加をもたらすので、焼入れ性の高い元素と呼ばれる。
一方、Ｐcmを大きくすると鋼の靭性が低下するので、高強度化との両立のために鋼の金属組織を最適化する必要がある。パイプライン用のＳＡＷ溶接鋼管は同技術のもっとも発達した分野であるが、その理由は、同鋼管の使用環境が靭性確保に不利な低温を指向してきたからである。特許文献２や特許文献３は、同鋼管の部位でも靭性確保が最も困難だったＳＡＷ溶接金属の組織を制御する方法である。
具体的にはＭｏ、Ｔｉ、Ｂを溶接材料より添加し、アシキュラーフェライト（Acicular Ferrite：以下、ＡＦとも記す。）と呼ばれる微細組織を得るという方法が知られている。
Ｍｏは焼入れ性を高める元素であり、オーステナイト‐フェライト変態時にオーステナイト粒界より生成する粗大な初析フェライト（粒界フェライト（Grain Boundary Ferrite）とも通称される。以下、ＧＢＦとも記す。）の成長を抑制する効果がある。また、Ｔｉは酸窒化物系介在物となり、ＡＦの核生成サイトとして作用し微細なＡＦ組織の形成を促進する。よって、Ｍｏ、Ｔｉ添加により溶接金属はＡＦに若干のＧＢＦが混在する組織となるが、これにＢを添加するとＧＢＦの生成をさらに抑制し、一様なＡＦ組織が得られる。もっとも、Ｂが有効にＧＢＦ生成抑制に働くためには、Ｂの酸化、窒化を防止することが必須であり、それにはＢより酸化傾向の強いＴｉを相当量添加することが有効である。すなわち、Ｔｉには、酸窒化物としてＡＦの核生成サイトになるとともに、Ｂの酸化、窒化を防止する効果がある。Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂは、上記のような効果があるので、ＳＡＷによる溶接金属に低温での高靭性を付与するための成分設計に広く用いられている。
一方、内外面１層盛りのＳＡＷによる溶接鋼管の製造方法では、例えば図２に示すように、内面から先に施工される溶接金属（内面溶接金属５）が、反対面外面に施工される後行の溶接により、再び加熱（再熱）される。この再熱された溶接金属の部分（再熱部７）は、再熱される前は上述のＭｏ、Ｔｉ、Ｂ添加により微細なＡＦ組織になっていても、再熱されることにより組織が島状マルテンサイト（Martensite Agglomerated：以下、Ｍ‐Ａとも記す。）や上部ベイナイト（Upper Bainite：以下、ＵＢとも記す。）に変質し、脆化してしまうことが知られている。
しかるに、靭性要求が厳格な仕様では、図３に示すように、溶接継手において３つの位置（外面位置１、内面位置２、ルート位置３）でのシャルピー衝撃値を規定するものもあり、特に内面、ルート位置では前記脆化した再熱部にノッチ１０が配置されるため、良好な靭性を得ることが難しい。特許文献３では、これを克服するために内面溶接金属と外面溶接金属とで個別に組成を規制するとともに、前記式(1)で定義されるＰcmを、内面側では０.１１０〜０.１７０％、外面側では０.１４０〜０.２００％に規制することにより、溶接金属の高靭性を確保している。
特開平９−４９０５５号公報
特開平５−３７５号公報
特開平９−１３４４号公報
しかしながら、寒冷地に敷設されるパイプラインを想定した−４６℃以下の低温において要求される高靭性を有するＸ８０級の溶接鋼管を、内外面１層盛りのＳＡＷにより製造して提供することは、上記従来の技術では困難である。
というのは、内外面１層盛りのＳＡＷによる溶接鋼管では、シーム部を起点に破壊が優先的に進展することを回避するために、溶接金属の強度が母材強度に比較して高いという特性いわゆるオーバーマッチ特性を確保することが要求され、それを安定的に達成するには、溶接金属の強度は母材強度のばらつき範囲の上限に比較しても高くする必要がある。ＡＰＩ規格によると、Ｘ８０級鋼管の母材引張強度の下限は６２０ＭＰａであるが、製造時に１００ＭＰａ程度のばらつきがあることを考慮すると、安定的にオーバーマッチ特性を確保するためには、溶接金属の引張強度は７２０ＭＰａ以上が必要であると考えられる。例えば図１に示すような、ＳＡＷによる溶接金属についてのＰcmと引張強度の相関関係に照らせば、引張強度７２０ＭＰａ以上を満足するためには、Ｐcmは０.１９５％以上とする必要がある。これは、特許文献１で引張強度７００ＭＰａ以上の溶接金属とするためにＰcmを０.２０〜０.２５％に限定していることと略整合している。
しかしながら、一方、溶接金属の高靭性を確保するには、特許文献３によると、内面溶接金属のＰcmを０.１１０〜０.１７０％とし、かつ外面溶接金属のＰcmを０.１４０〜０.２００％とする必要がある。
すなわち、従来の技術では、内外面１層盛りの溶接により製造したＸ８０級溶接鋼管でオーバーマッチ特性を安定して達成できるＰcmの範囲と、溶接金属の高靭性を達成できるＰcmの範囲とが両立しないため、寒冷地に敷設されるパイプラインを想定した−４６℃以下の低温において要求される高靭性を有するＸ８０級の溶接鋼管を、内外面１層盛りのＳＡＷにより製造して提供することは困難なのである。
本発明は、上述の問題に鑑み、内外面１層盛りの溶接により製造される溶接鋼管において、溶接金属に形成される再熱部が−４６℃以下の低温でも優れた靭性を有し、かつ、同溶接金属が７２０ＭＰａ以上の引張強度を有する、低温靭性に優れた高強度溶接鋼管を提供することを目的とする。
発明者らは、上記目的を達成するために鋭意検討を行い、以下のような知見を得た。
（１）外面溶接金属と内面溶接金属とで個別に組成を適正範囲にするとともに、再熱される側になる内面溶接金属中にＭｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｏ、Ｎを適正量含有させることにより、溶接まま部（再熱されない部分）の靭性を向上させ、しかも再熱部の靭性劣化を防止することができる。
（２）上記内面溶接金属中のＭｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ含有量の適正範囲は、Ｍｏ：０.１５％以下、Ｔｉ：０.０１０〜０.０３０％、Ｂ：０.０００５〜０.００１５％、Ａｌ：０.０３％以下、Ｏ：０.０３５％以下、Ｎ：０.００８０％以下を前提とし、かつ、本発明者らが案出し次式(2)で定義した再熱靭性指数であるＰrhtが−２.０×１０-2〜１.０×１０-2％となる範囲である。
Ｐrht＝0.0667×Ｍｏ＋５×Ｂ＋Ｔｉ＋1.34×Ａｌ−1.5×Ｏ−3.4×Ｎ ……(2)
ただし、式中右辺の元素記号はその元素の含有量（質量％）を表す。なお、ＰrhtのＰはparameterの頭文字であり、添字のrhtは再熱(reheat)部の靭性を評価する意味から付けたものである。
（３）最熱脆化への影響の小さいＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒなどの添加により外面溶接金属と内面溶接金属において前記式(1)で定義される炭素当量であるＰcmを０.１９５％以上とすることで再熱部を脆化させずに溶接金属の引張強度を７２０ＭＰａ以上とすることができる。
（１）外面溶接金属と内面溶接金属とで個別に組成を適正範囲にするとともに、再熱される側になる内面溶接金属中にＭｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｏ、Ｎを適正量含有させることにより、溶接まま部（再熱されない部分）の靭性を向上させ、しかも再熱部の靭性劣化を防止することができる。
（２）上記内面溶接金属中のＭｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ含有量の適正範囲は、Ｍｏ：０.１５％以下、Ｔｉ：０.０１０〜０.０３０％、Ｂ：０.０００５〜０.００１５％、Ａｌ：０.０３％以下、Ｏ：０.０３５％以下、Ｎ：０.００８０％以下を前提とし、かつ、本発明者らが案出し次式(2)で定義した再熱靭性指数であるＰrhtが−２.０×１０-2〜１.０×１０-2％となる範囲である。
Ｐrht＝0.0667×Ｍｏ＋５×Ｂ＋Ｔｉ＋1.34×Ａｌ−1.5×Ｏ−3.4×Ｎ ……(2)
ただし、式中右辺の元素記号はその元素の含有量（質量％）を表す。なお、ＰrhtのＰはparameterの頭文字であり、添字のrhtは再熱(reheat)部の靭性を評価する意味から付けたものである。
（３）最熱脆化への影響の小さいＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒなどの添加により外面溶接金属と内面溶接金属において前記式(1)で定義される炭素当量であるＰcmを０.１９５％以上とすることで再熱部を脆化させずに溶接金属の引張強度を７２０ＭＰａ以上とすることができる。
本発明は、かかる知見に基いてなされたものであって、その要旨は以下の通りである。
鋼板からなる母材を管状に成形してそのシーム部を、内面側を先に施工する内外面１層盛り溶接により接合してなる溶接鋼管であって、前記母材が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０９％、Ｓｉ：０.５％以下、Ｍｎ：１.２〜２.０％、Ｐ：０.０２０％以下、Ｓ：０.００３％以下、Ｎｂ：０.００５〜０.０５０％、Ａｌ：０.０１〜０.０４％、Ｔｉ：０.００５〜０.０５０％、Ｖ：０．００５〜０．０５０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０.１〜２.０％およびＮｉ：０.１〜２.０％からなる一群から１種以上および/またはＭｏ：０.０１％超１.００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
先に施工された内面側の溶接金属である内面溶接金属が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０９％、Ｓｉ：０.５％以下、Ｍｎ：０.５〜３.０％、Ａｌ：０.０３％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｎｉ：５.０％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｍｏ：０.１５％以下、Ｔｉ：０.０１０〜０.０３０％、Ｂ：０.０００５〜０.００１５％、Ｎ：０.００８０％以下、Ｏ：０.０３５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式(1)で定義される炭素当量であるＰcmが０.１９５％以上であり、下記式(2)で定義される再熱靭性指数であるＰrhtが−２.０×１０-2〜１.０×１０-2％であり、
後に施工された外面側の溶接金属である外面溶接金属が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０９％、Ｓｉ：０.５％以下、Ｍｎ：０.５〜３.０％、Ａｌ：０.０３％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｎｉ：５.０％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｍｏ：０.１０〜１.０％、Ｔｉ：０.０１０〜０.０５０％、Ｂ：０.０００５〜０.００５０％、Ｎ：０.００８０％以下、Ｏ：０.０３５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式(1)で示されるＰcmが０.１９５％以上であることを特徴とする低温靭性に優れた高強度溶接鋼管。
先に施工された内面側の溶接金属である内面溶接金属が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０９％、Ｓｉ：０.５％以下、Ｍｎ：０.５〜３.０％、Ａｌ：０.０３％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｎｉ：５.０％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｍｏ：０.１５％以下、Ｔｉ：０.０１０〜０.０３０％、Ｂ：０.０００５〜０.００１５％、Ｎ：０.００８０％以下、Ｏ：０.０３５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式(1)で定義される炭素当量であるＰcmが０.１９５％以上であり、下記式(2)で定義される再熱靭性指数であるＰrhtが−２.０×１０-2〜１.０×１０-2％であり、
後に施工された外面側の溶接金属である外面溶接金属が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０９％、Ｓｉ：０.５％以下、Ｍｎ：０.５〜３.０％、Ａｌ：０.０３％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｎｉ：５.０％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｍｏ：０.１０〜１.０％、Ｔｉ：０.０１０〜０.０５０％、Ｂ：０.０００５〜０.００５０％、Ｎ：０.００８０％以下、Ｏ：０.０３５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式(1)で示されるＰcmが０.１９５％以上であることを特徴とする低温靭性に優れた高強度溶接鋼管。
記
Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ/30＋(Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ)/20＋Ｎｉ/60＋Ｍｏ/15＋Ｖ/10＋５×Ｂ …(1)
Ｐrht＝0.0667×Ｍｏ＋５×Ｂ＋Ｔｉ＋1.34×Ａｌ−1.5×Ｏ−3.4×Ｎ ……(2)
ただし、式(1)、(2)中、右辺の元素記号はその元素の含有量（質量％）を表す。
Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ/30＋(Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ)/20＋Ｎｉ/60＋Ｍｏ/15＋Ｖ/10＋５×Ｂ …(1)
Ｐrht＝0.0667×Ｍｏ＋５×Ｂ＋Ｔｉ＋1.34×Ａｌ−1.5×Ｏ−3.4×Ｎ ……(2)
ただし、式(1)、(2)中、右辺の元素記号はその元素の含有量（質量％）を表す。
本発明によれば、その溶接金属が−４６℃以下の寒冷地での使用に耐える低温靭性と引張強度とを併せ持つパイプライン用溶接鋼管を得ることができる。
まず、母材の組成を前記本発明の要旨に記載した範囲に限定した理由を述べる。なお、先にも述べたが、本発明では、組成の成分含有量の単位を質量％とし、％と略記する。
Ｃ：Ｃは、母材の強度と靭性に大きな影響を及ぼす元素であるが、０.０３％未満では強度が不足し、一方、０.０９％超では靭性に悪影響を及ぼすため、０.０３〜０.０９％とした。
Ｓｉ：Ｓｉは、鋼の脱酸過程で必然的に含まれる元素であるが、０.５％超では溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、０.５％以下とした。
Ｍｎ：Ｍｎは、鋼の強度と靭性を同時に向上させる極めて重要な元素であるが、１.２％未満ではその効果に乏しく、一方、２.０％超では偏析等により靭性に悪影響を及ぼすため、１.２〜２.０％とした。
Ｐ、Ｓ：Ｐ、Ｓは中心偏析を助長する元素であり、低いことが望ましく、Ｐは０.０２０％以下、Ｓは０.００３％以下とした。
Ｎｂ：Ｎｂは、鋼板を製造する段階でスラブ加熱時と圧延時の結晶粒の成長を抑制することにより母材のミクロ組織を微細化し、ラインパイプとして十分な靭性を付与するために必要な成分であるが、その効果は０.００５％未満では顕現せず、一方、０.０５０％を超えるとその効果がほぼ飽和するばかりか溶接熱影響部の靭性を劣化させるので、０.００５〜０.０５０％とした。
Ａｌ：Ａｌは、脱酸剤として添加され、０.０１％以上でその効果は顕著であるが、０.４０％を超えると母材の清浄度を損なうばかりか、溶接金属への過剰な混入により該溶接金属のＡｌ含有量が本発明範囲内（０.０３％以下）に収まりにくくなるため、０.０１〜０.０４％とした。
Ｔｉ：Ｔｉは、窒化物を形成してスラブ加熱時や溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、結果としてミクロ組織の微細化をもたらして靭性を改善する効果があり、その効果は０.００５％以上で顕著であるが、０.０５０％を超えると逆に靭性を劣化させるので、０.００５〜０.０５０％とした。
母材は、さらに、Ｃｕ：０.１〜２.０％およびＮｉ：０.１〜２.０％からなる一群から１種以上および/またはＭｏ：０.０１％超１.００％以下を含有する必要がある。
Ｃｕ、Ｎｉ：どちらも鋼の強度上昇効果のある元素である。Ｃｕ、Ｎｉのいずれかを含有してもよいし、Ｃｕ、Ｎｉの両方を含有してもよい。Ｃｕ、Ｎｉとも、０.１％未満では強度上昇の効果が得られず、２.０％を超えるとシーム部の溶接金属が高温割れを起こしやすくなるので、０.１〜２.０％とした。
Ｍｏ：鋼の強度上昇効果のある元素である。０.０１％以下ではその効果が得られず、１.００％を超えると溶接熱影響部で靭性の劣化を引き起こすので０.０１〜１.００％とした。
なお、母材は、さらに、Ｖ：０.００５〜０.０５０％を含有する。Ｖは、焼入れ性を助長する元素であり、強度を向上するばかりでなく、Ｎｂと同様に、圧延時の結晶粒を抑制することによりミクロ組織を微細化し、鋼板の靭性を向上させる。０.００５％未満ではその効果に乏しく、０.０５０％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させるので、Ｖ含有量は、０.００５〜０.０５０％とする。
次に、溶接金属の組成を前記本発明の要旨に記載した範囲に限定した理由を述べる。溶接金属の組成は、一部の成分を除き、ＡＦ組織形成による強度および靭性の向上効果を目的として構成されている。
Ｃ：Ｃは、焼入れ性を大きく高める元素であるが、０.０３％未満では焼入れ性が不足して強度と靭性が低下し、一方、０.０９％超では炭化物やマルテンサイトが生成しやすくなって靭性が低下するため、内面溶接金属、外面溶接金属の双方とも、０.０３〜０.０９％とした。
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸剤として添加されるが、焼入れ性を高める成分でもあるため過剰に添加されると粗大なＵＢ組織が生成し、靭性を低下させるので、内面溶接金属、外面溶接金属共に、０.５％以下とした。
Ｍｎ：Ｍｎは、脱酸剤および焼入れ性を高める成分として必要であるが、０.５％未満ではその効果に乏しく、一方、３.０％を超えるとＵＢが生成しやすくなり、靭性が低下するので、内面溶接金属、外面溶接金属の双方とも、０.５〜３.０％とした。
Ａｌ：Ａｌは、母材の溶製段階で脱酸剤として添加され、母材より不可避的に混入するが、０.０３％を超えると溶接金属のＡＦ組織形成を阻害し、溶接まま部の靭性を低下させ、しかも、後記する内面溶接金属のＰrhtを本発明範囲内（−２.０×１０-2〜１.０×１０-2％）に収めても再熱部の良好な靭性が得られなくなるので、内面溶接金属、外面溶接金属の双方とも、０.０３％以下とした。
Ｃｕ：Ｃｕは、焼入れ性を高める成分であり、母材およびワイヤのめっきから混入する成分であるが、１.０％超では焼入れ性が過剰となり、靭性を低下させるので、内面溶接金属、外面溶接金属の双方とも、１.０％以下とした。
Ｃｒ：Ｃｒは、焼入れ性を高める成分であるが、１.０％超では焼入れ性が過剰となり、靭性を低下させるので、内面溶接金属、外面溶接金属の双方とも、１.０％以下とした。
Ｎｉ：Ｎｉは焼入れ性を高める成分であり、母材からの混入により含有されるが、５.０％超では焼入れ性が過剰なり、靭性を低下させるので、内面溶接金属、外面溶接金属の双方とも、５.０％以下とした。
Ｎｂ、Ｖ：Ｎｂ、Ｖは、ともに焼入れ性を高める成分であり、母材からの混入により含有されるが、いずれも０.１％超では焼入れ性が過剰となり、靭性を低下させるので、それぞれ、内面溶接金属、外面溶接金属の双方とも、０.１％以下とした。
Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を高める成分であり、溶接金属の組織を微細化し靭性を向上させる。再熱部の脆化を考慮する必要のない外面溶接金属においては、Ｍｏは、溶接まま部の靭性を安定的に良好ならしめるために０.１０％以上を必要とし、一方、１.０％超では靭性に悪影響をもたらすので、０.１０〜１.０％とした。また、溶接まま部の靭性を十分なものとしながら再熱部の脆化を抑制する必要のある内面溶接金属においては、Ｍｏは、０.１５％超であると再熱部にＭ‐Ａ、ＵＢが成長するのを助長し、靭性を劣化させるので、０.１５％以下とした。なお、内面溶接金属のＭｏ含有量は、０.１５％以下であればいくら少量でもかまわない。
Ｔｉ：Ｔｉは、酸窒化物を形成しＡＦ組織形成の核生成サイトとして働き、またＢの酸化および窒化を防止しＢのＧＢＦ生成抑制効果を助長するため、ＡＦ組織の微細化による高靭性獲得には必須の成分であるが、０.０１０％未満ではこの効果に乏しく、一方、溶接まま部では０.０５０％超であると固溶Ｔｉの増加により粗大なＵＢを形成する傾向があり、さらに再熱部では０.０３０％超であるとＭ‐ＡもしくはＵＢの成長が顕著になり、靭性が低下する。よって、Ｔｉは、外面溶接金属では０.０１０〜０.０５０％とし、内面溶接金属では０.０１０〜０.０３０％とした。
Ｂ：Ｂは、焼入れ性を大きく高める成分であり、溶接金属中ではオーステナイト粒界に偏析しＧＢＦの生成を抑制する。すなわちＭｏ、Ｔｉとの共存下で一様な微細ＡＦ組織を得、良好な靭性を獲得するために有効である。しかし、Ｂは、０.０００５％未満ではこの効果に乏しく、一方、溶接まま部では０.００５０％超であると焼入れ性が過剰となり、さらに再熱部では０.００１５％超であるとＭ‐ＡもしくはＵＢの成長が顕著になり、靭性が低下する。よって、Ｂは、外面溶接金属では０.０００５〜０.００５０％とし、内面溶接金属では０.０００５〜０.００１５％とした。
Ｎ：Ｎは、溶接金属中に不可避的に含まれる成分であるが、０.００８０％超であると介在物を増加させ、さらにＢを窒化してＧＢＦの生成を促進し、靭性を低下させるので、内面溶接金属、外面溶接金属の双方とも、０.００８０％以下とした。
Ｏ：Ｏは、溶接金属中に不可避的に含まれる成分であるが、０.０３５％超であると介在物を増加させ、さらにＢを酸化してＧＢＦの生成を促進し、靭性を低下させるので、内面溶接金属、外面溶接金属の双方とも、０.０３５％以下とした。
Ｐcm：Ｐcmは、溶接金属の組成全体としての焼入れ性を炭素当量で示すものであり、式(1)で定義される。このＰcmと引張強度の間には図１に示したような相関関係があり、引張強度７２０ＭＰａ以上を得ようとするには、０.１９５％以上のＰcmが必要である。よって、Ｐcmは、内面溶接金属、外面溶接金属の双方とも、０.１９５％以上とした。
Ｐrht：内面溶接金属の組成の各成分の含有量を個々に上記のように限定しただけでは、再熱部の脆化を十分に抑制することは困難であったが、この困難は、本発明者らが再熱靭性指数として案出した式(2)で定義されるＰrhtの値が、−２.０×１０-2〜１.０×１０-2％の範囲に収まるように、式(2)右辺の変数として採用した成分元素であるMo、Ｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｏ、Ｎの含有量を調整することによって克服された。よって、本発明では、内面溶接金属について、Ｐrhtを−２.０×１０-2〜１.０×１０-2％とした。
再熱靭性指数の変数としてＭｏ、Ｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｏ、Ｎの含有量を採用したのは、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂについては、これらが溶接まま部では靭性を向上させる正の効果と、再熱部ではむしろ脆化を助長するという負の効果とを有するという観点からであり、また、Ｏ、Ｎについては、これらがＴｉ、Ｂを酸化、窒化あるいは酸窒化させてＴｉ、Ｂの前記正負いずれかの効果を増減させるという観点からであり、また、Ａｌについては、これがＴｉ、Ｂよりも安定な酸化物を形成するため、Ｔｉ、Ｂに対して活性なＯはＡｌに固定されているＯ分量を除いて考慮する必要があるという観点からである。
１組の実験データを用いた重回帰分析により式(2)の変数に掛かる係数を決定し、該決定した式(2)を用いると別の１組の実験データをよく整理できたことから、その有用性（すなわち上記観点の妥当性）が実証された。
本発明の溶接鋼管を製造するには、本発明の母材組成に一致する鋼板を、例えばＵＯＥ造管工程等の冷間加工により管状に成形し、該成形した管のシーム部に、高塩基性溶融型フラックスおよび低炭素Ｍｏ‐Ｔｉ‐Ｂ系溶接ワイヤを用いて、内外面１層盛りのＳＡＷ施工をする方法が好ましく用いうる。高塩基性溶融型フラックスおよび低炭素Ｍｏ‐Ｔｉ‐Ｂ系溶接ワイヤを用いることで、溶接金属の組成を容易に本発明の溶接金属組成に一致させることができる。
なお、本発明では母材、内面溶接金属、外面溶接金属のそれぞれの組成において前記成分元素を除いた残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
表１に示す組成および厚さの鋼板ＰＡ、ＰＢを母材として、ＵＯＥ造管工程により、４電極法でアークを発生させて内面側を先に施工する内外面１層盛りのＳＡＷにてシーム溶接し、本発明の実施例、および本発明を逸脱する比較例に相当するＡＰＩ規格Ｘ８０級のＵＯＥ鋼管を製造した。このとき、溶接条件は表２に示す通り一定とし、開先形状も図４に示す通り一定とし、実施例、比較例への母材の割り当ては表３に示す通りとし、溶接材料に用いた高塩基性溶融型フラックス（特許第１５４９２３４号の組成範囲内のもの）とＮｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂを含有するＳＡＷワイヤ（低炭素Ｍｏ‐Ｔｉ‐Ｂ系溶接ワイヤに属する。）との組み合わせを種々変えることにより実施例、比較例を製造し分けた。使用したワイヤの組成と汲み合わせをそれぞれ表４、表５に示す。
実施例、比較例の溶接鋼管の内面溶接金属および外面溶接金属の組成を化学分析により調査した。また、実施例、比較例について、以下の要領で溶接金属の靭性と引張強度を調査した。
（溶接金属の靭性：）ＪＩＳ Ｚ ３１１１に規定された１０ｍｍ×１０ｍｍサイズのシャルピー衝撃試験片を、溶接継手の外面位置１（図３(ａ)）、再熱部を検証するための内面位置２（図３（ｂ））、再熱部を検証するためのルート位置３（図３（ｃ））の３つの位置よりそれぞれ採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に従いシャルピー衝撃試験を行う。外面位置１は外表面から２ｍｍの位置、内面位置２は内表面から２ｍｍの位置、ルート位置３は外面溶接金属６と内面溶接金属５の溶融線が交わる２点（会合部９）を通過する線を試験片中心線１１とした位置である。なお、試験片採取位置を図３に断面図で示す。
（溶接金属の引張強度：）ＪＩＳ Ｚ ３１１１に規定されたＡ２号試験片を、溶接継手の外面位置１、内面位置２（図５（ｂ））の２つの位置よりそれぞれ採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠し引張試験を行った。なお、試験片採取位置を図５に平面図（ａ）および断面図（ｂ）で示す。また、試験片には鋼管の端から２５ｍｍ以内の範囲は使用していない。
（溶接金属の靭性：）ＪＩＳ Ｚ ３１１１に規定された１０ｍｍ×１０ｍｍサイズのシャルピー衝撃試験片を、溶接継手の外面位置１（図３(ａ)）、再熱部を検証するための内面位置２（図３（ｂ））、再熱部を検証するためのルート位置３（図３（ｃ））の３つの位置よりそれぞれ採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に従いシャルピー衝撃試験を行う。外面位置１は外表面から２ｍｍの位置、内面位置２は内表面から２ｍｍの位置、ルート位置３は外面溶接金属６と内面溶接金属５の溶融線が交わる２点（会合部９）を通過する線を試験片中心線１１とした位置である。なお、試験片採取位置を図３に断面図で示す。
（溶接金属の引張強度：）ＪＩＳ Ｚ ３１１１に規定されたＡ２号試験片を、溶接継手の外面位置１、内面位置２（図５（ｂ））の２つの位置よりそれぞれ採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠し引張試験を行った。なお、試験片採取位置を図５に平面図（ａ）および断面図（ｂ）で示す。また、試験片には鋼管の端から２５ｍｍ以内の範囲は使用していない。
溶接金属の組成の調査結果を表６に、靭性、引張強度の調査結果を表７にそれぞれ示す。
表６〜表７より、実施例では、外面、内面、ルート位置での−４６℃でのシャルピー衝撃値が、吸収エネルギーで１０６Ｊ以上、延性破面率で６８％以上に達し、かつ引張強度は７２０ＭＰａ以上に達し、−４６℃での高靭性と、Ｘ８０級の高強度とを同時に達成した。比較例１では、内面溶接金属のＴｉ、Ｂ、Ｐrhtが本発明範囲よりも過少であるため、靭性が不足し、内面、ルート位置のシャルピー衝撃値が不良であった。比較例２では、内面溶接金属のＭｏ、Ｔｉ、Ｐrhtが過多であるため、再熱部の靭性が劣化し、内面、ルート位置のシャルピー衝撃値が不良であった。比較例３では内面溶接金属のＴｉ、Ｂ、Ｐrhtが過多であるため、再熱部の靭性が劣化し、内面、ルート位置のシャルピー衝撃値が不良であった。比較例４では、内面溶接金属、外面溶接金属共にＰcmが本発明範囲よりも過少であるため、 引張強度が７２０ＭＰａを下回った。
本発明は、寒冷地に敷設されるパイプラインに利用することができる。
１ 外面位置
２ 内面位置
３ ルート位置
４ 母材
５ 内面溶接金属
６ 外面溶接金属
７ 再熱部
８ 溶接熱影響部
９ 会合部
１０ ノッチ
１１ 試験片中心線
２ 内面位置
３ ルート位置
４ 母材
５ 内面溶接金属
６ 外面溶接金属
７ 再熱部
８ 溶接熱影響部
９ 会合部
１０ ノッチ
１１ 試験片中心線
Claims (1)
- 鋼板からなる母材を管状に成形してそのシーム部を、内面側を先に施工する内外面１層盛り溶接により接合してなる溶接鋼管であって、前記母材が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０９％、Ｓｉ：０.５％以下、Ｍｎ：１.２〜２.０％、Ｐ：０.０２０％以下、Ｓ：０.００３％以下、Ｎｂ：０.００５〜０.０５０％、Ａｌ：０.０１〜０.０４％、Ｔｉ：０.００５〜０.０５０％、Ｖ：０．００５〜０．０５０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０.１〜２.０％およびＮｉ：０.１〜２.０％からなる一群から１種以上および/またはＭｏ：０.０１％超１.００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
先に施工された内面側の溶接金属である内面溶接金属が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０９％、Ｓｉ：０.５％以下、Ｍｎ：０.５〜３.０％、Ａｌ：０.０３％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｎｉ：５.０％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｍｏ：０.１５％以下、Ｔｉ：０.０１０〜０.０３０％、Ｂ：０.０００５〜０.００１５％、Ｎ：０.００８０％以下、Ｏ：０.０３５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式(1)で定義される炭素当量であるＰcmが０.１９５％以上であり、下記式(2)で定義される再熱靭性指数であるＰrhtが−２.０×１０-2〜１.０×１０-2％であり、
後に施工された外面側の溶接金属である外面溶接金属が、質量％で、Ｃ：０.０３〜０.０９％、Ｓｉ：０.５％以下、Ｍｎ：０.５〜３.０％、Ａｌ：０.０３％以下、Ｃｕ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｎｉ：５.０％以下、Ｎｂ：０.１％以下、Ｖ：０.１％以下、Ｍｏ：０.１０〜１.０％、Ｔｉ：０.０１０〜０.０５０％、Ｂ：０.０００５〜０.００５０％、Ｎ：０.００８０％以下、Ｏ：０.０３５％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式(1)で示されるＰcmが０.１９５％以上であることを特徴とする低温靭性に優れた高強度溶接鋼管。
記
Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ/30＋(Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ)/20＋Ｎｉ/60＋Ｍｏ/15＋Ｖ/10＋５×Ｂ …(1)
Ｐrht＝0.0667×Ｍｏ＋５×Ｂ＋Ｔｉ＋1.34×Ａｌ−1.5×Ｏ−3.4×Ｎ …(2)
ただし、式(1)、(2)中、右辺の元素記号はその元素の含有量（質量％）を表す。
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