JP4564245B2

JP4564245B2 - 溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手及び高強度溶接鋼管の製造方法

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Publication number: JP4564245B2
Application number: JP2003201846A
Authority: JP
Inventors: 卓也原; 均朝日
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-07-25
Filing date: 2003-07-25
Publication date: 2010-10-20
Anticipated expiration: 2023-07-25
Also published as: US8049131B2; EP1500457A1; US20110250471A1; EP1500457B1; US20050016980A1; JP2005040816A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接金属の低温割れ性に優れた高強度溶接継手、及び、特にラインパイプに好適な溶接金属の低温割れ性に優れた高強度溶接鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、製造技術の進歩により、ＨＴ８０、ＨＴ１００クラスの高張力鋼を、溶接性、特に低温割れ感受性を向上させるために低炭素当量として製造することが可能になっている。そのため、低炭素当量化により低温割れを防止し、これまで一般的であった小入熱の多層溶接よりも能率向上が可能な大入熱溶接を行う方法が特許文献１に開示されている。
【０００３】
しかし、鋼の更なる高強度化により、特に９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度鋼管では、強度依存性が高い溶接金属の低温割れの防止が困難になっている。この課題に対して、溶接金属の強度を低下させ、溶接部の幅を適正範囲として低温割れを防止する方法が特許文献２に開示されている。しかし、このような溶接部の形状を最適化する方法では、溶接条件の制限が多くなるだけでなく、開先形状、製品形状も限定される可能性がある。
【０００４】
また、超高強度溶接金属の低温割れを防止するには、一般に予熱処理又は後熱処理が有効であり、引張強度が７５０ＭＰａ以上である高強度鋼を溶接後、１００℃までの冷却時間を確保するために溶接前の予熱、溶接後の保温の条件を規定する方法が特許文献３に開示されている。更に、初層と第２層の溶接条件を変えて低温割れを防止する方法が、特許文献４、特許文献５に開示されている。しかし、これらの方法を実際の構造物及びラインパイプの製造に適用するには、生産性を損ない、製造コストが高くなるという問題が生じる。
【０００５】
このような溶接金属の形状や溶接方法に依らず、成分を最適化し、更に酸素量を高めて強度及び低温割れ性を向上させた超高強度鋼管が特許文献６に開示されている。また、水素トラップによる低温割れを抑制させる方法の開発が進められており、例えば、特許文献７にはＶを溶接金属中に特定量含有させ、炭化物を析出させることによって低温割れを防止する溶接用ワイヤが開示されている。更に、特許文献８には、内面の溶接金属中に残留γ量を１％以上生成させて、低温割れを防止した超高強度鋼管が開示されている。
【０００６】
しかし、溶接金属中の酸素量を上げる方法、Ｖを多く添加する方法では、溶接金属の低温靱性の劣化を回避することが難しいという問題が生じる。また、１％以上の残留γ量を生成させるにはＮｉ等の合金元素を多く添加させる必要があり、製造コストが高くなるという問題があった。
【０００７】
【特許文献１】
特開平９−３１４３７９号公報
【特許文献２】
特開２００１−１１４８号公報
【特許文献３】
特開２００３−３３８７６号公報
【特許文献４】
特開２００１−７１１７６号公報
【特許文献５】
特開２００２−３０９３３６号公報
【特許文献６】
特開平１０−３０６３４８号公報
【特許文献７】
特開平７−３０３９９１号公報
【特許文献８】
特開２００２−１１５０３２号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、得られる鋼板の溶接継手又は鋼管管体の引張強度が８００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）であり、溶接金属の低温割れ性に優れた溶接継手の製造方法、及び鋼板を筒状に成形して端部同士を溶接した鋼管の製造方法を提供するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、引張強度が８００ＭＰａ以上で、かつ低温割れ性に優れた溶接金属が満足すべき条件について鋭意研究を行い、低温割れ性に優れた高強度溶接継手及び高強度溶接鋼管並びにそれらの製造方法を発明するに至った。本発明の要旨は以下のとおりである。
【００１０】
（１）母材として、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、を含有し、更にＣｒ：０．８％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％以下の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼材を突合せ、
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：４．０〜８．５％、Ｍｏ：０．５〜３．０％、Ｃｒ：０．５〜３．０％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶接ワイヤーを用いて先の溶接をした後、先の溶接金属の表面の再加熱温度が５００〜７００℃となるように前記溶接ワイヤーを用いて最後の溶接をする（ただし、厚さ１６ｍｍの鋼板を母材として、３電極、１．７５ｍ／分、入熱量２．２ｋＪ／ｍｍの溶接条件で内外面から各１パスのサブマージドアーク溶接による先の溶接および最後の溶接をする場合を除く）ことにより、先の溶接金属及び最後の溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：１．２〜２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１．３〜６．０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｂ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記先の溶接金属にＭｏ炭化物が１個／μｍ２以上存在し、該先の溶接金属の非拡散性水素量が０．１ｐｐｍ以上となるようにしたことを特徴とする溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手の製造方法。
（２）先の溶接金属の全水素量に対する非拡散性水素量の割合が１．０％以上であることを特徴とする上記（１）記載の溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手の製造方法。
（３）上記（１）又は（２）記載の超高強度溶接継手の製造方法を用いた超高強度溶接鋼管の製造方法であって、上記（１）記載の成分組成を有する鋼板を筒状に成形し、鋼板の端部同士を突き合わせ、上記（１）記載の成分からなる溶接ワイヤーを用いて先の溶接をした後、先の溶接金属の表面の再加熱温度が５００〜７００℃となるように前記溶接ワイヤーを用いて最後の溶接をすることにより、上記（１）又は（２）記載の先の溶接金属及び最後の溶接金属としたことを特徴とする溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接鋼管の製造方法。
（４）上記（１）記載の成分からなる溶接ワイヤー及び焼成型又は溶融型フラックスを用いてサブマージドアーク溶接した後、拡管することを特徴とする上記（３）記載の溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接鋼管の製造方法。
（５）鋼板を順にＣ成形、Ｕ成形、Ｏ成形するＵＯ工程により筒状に成形することを特徴とする上記（３）又は（４）記載の溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接鋼管の製造方法。
【００２０】
【発明の実施の形態】
鋼材を突合せ、先の溶接後、最後の溶接をして得られる超高強度溶接継手において、低温割れの発生箇所は、先に溶接された先の溶接金属である。即ち、超高強度溶接継手の低温割れは、最後の溶接を行う際に、先溶接金属が再加熱されることによって生じる再熱割れであり、溶接金属中の拡散性水素に起因する。
【００２１】
本発明者は、溶接時に溶接金属中に溶解する水素量は一定であることから、析出物と介在物の一方又は双方の周辺に水素を集積させて非拡散性水素を増加させることにより、拡散性水素を減少させて溶接金属の低温割れを防止する方法を指向した。なお、水素をトラップする析出物として、炭化物（Ｍｏ_２Ｃ、ＶＣ、ＴｉＣ、ＮｂＣ等）、窒化物（ＶＮ、ＴｉＮ等）が、水素を吸収する介在物として、硫化物（ＭｎＳ、ＣａＳ、ＣｕＳ等）、酸化物（ＴｉＯ、Ｙ_２Ｏ_３等）が挙げられる。
【００２２】
これらの析出物及び介在物のうち、水素をトラップする能力の高い析出物を利用すれば、析出物の量を抑制することが可能であり、低温靭性を損なうことなく、低温割れを防止できると考えられる。そこで、本発明者は、最後の溶接を行う際に、先の溶接金属が再加熱されて生成する析出物に注目し、先の溶接金属において析出物が水素をトラップする能力を調査した。
【００２３】
その結果、Ｍｏ炭化物が最も水素をトラップする能力が高いことがわかった。これは、Ｍｏ炭化物の水素を放出させる活性化エネルギーが５０ｋＪ／ｍｏｌであり、従来水素のトラップに効果的であるとされていたＶの炭化物の３５ｋＪ／ｍｏｌよりも高いため、Ｍｏ炭化物の生成によって水素が放出され難くなったことが原因であると考えられる。したがって、先の溶接金属にＭｏ炭化物をＶの炭化物よりも少量析出させれば、低温靱性を損なうことなく、低温割れの防止が可能になる。
【００２４】
更に、本発明者はＭｏの炭化物を先の溶接金属に析出させるための、最適な溶接条件について検討を行った。その結果、先の溶接金属が５００〜７００℃の範囲に再加熱されるように、最後の溶接を行うことが極めて重要であることが明らかになった。これは、先の溶接金属を５００〜７００℃に再加熱にすると、マトリックスとの整合性を有する微細なＭｏの炭化物が生成するためである。
【００２５】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２６】
本発明は、鋼材を突合わせて内面から溶接した後、外面から溶接してなり、母材、先に溶接された内面の溶接金属及び後から溶接された外面の溶接金属からなる超高強度溶接継手の製造方法である。また、本発明は、鋼板を筒状に成形して、端部同士を内面から溶接した後、外面から溶接してなる高強度溶接鋼管の製造方法であり、超高強度溶接継手の製造と同様に、母材、先に溶接された内面の溶接金属及び後から溶接された外面の溶接金属からなる。即ち、内面の溶接金属は、外面の溶接によって再加熱され、３層以上の溶接によって製造される高強度溶接継手及び高強度溶接鋼管の場合は、最後に溶接された層が外面の溶接金属であり、その前に溶接され、再加熱された層は全て内面の溶接金属である。
【００２７】
本発明の高強度溶接継手の製造方法及び高強度溶接鋼管の製造方法において、先に溶接された先の溶接金属の非拡散性水素量は、０．１ｐｐｍ以上とする。これは、溶接時に溶接金属中に溶解する水素量がほぼ一定であり、非拡散性水素量を０．１ｐｐｍ以上に増加させれば、拡散性水素量を減少させることができ、低温割れの発生の抑制が可能になるためである。非拡散性水素量は、多いほど好ましいため、上限を規定しないが、全水素を超えることはなく、通常２ｐｐｍ程度が上限である。
【００２８】
本発明の高強度溶接継手の製造方法及び高強度溶接鋼管の製造方法において、先の溶接金属の全水素量に対する非拡散性水素量の割合は１．０％以上であることが好ましい。これは、溶接金属中の全水素量に対する非拡散性水素量の割合を１．０％以上とし、拡散性水素量を非拡散性水素量よりも少なくすれば、溶接金属の低温割れの発生を更に抑制することができるためである。全水素量に対する非拡散性水素量の割合が高いほど好ましいため、上限は規定しないが、全水素を超えることはなく、１００％以下である。
【００２９】
なお、先の溶接金属の全水素量は、先の溶接及び最後の溶接の後に、先の溶接金属より試料を採取し、ガスクロマトグラフィー法にて室温から４００℃まで放出される水素量の測定値であり、単位をｐｐｍとする。
【００３０】
一方、非拡散性水素量は、４５℃で７２時間放置して拡散性水素を放出させた後に残存する水素量として定義される。即ち、先の溶接金属の非拡散性水素量は、先の溶接及び最後の溶接の後に、４５℃で７２時間放置後、先の溶接金属より試料を採取し、ガスクロマトグラフィー法にて室温から４００℃まで放出される水素量の測定値であり、単位はｐｐｍである。
【００３１】
このようにして測定した全水素量から非拡散性水素量を減じれば、拡散性水素量を求めることができる。また、全水素量に対する非拡散性水素量の割合は、非拡散性水素量を全水素量で除して百分率で表した値である。
【００３２】
全水素量及び非拡散性水素量の測定において、試験片形状は、例えば５ｍｍ×５ｍｍ×４０ｍｍの角棒状とすれば良いが、試験片の加工はドライアイスにより冷却して行い、加工後の試験片は、ドライアイス中又は液体窒素中に保管することが必要である。
【００３３】
次に、本発明の高強度溶接継手の製造方法及び高強度溶接鋼管の製造方法の溶接金属の成分について説明する。
【００３４】
Ｃは、鋼の溶接金属の強度向上に極めて有効であり、炭化物を生成させる元素である。目標とする強度を得るには、０．０４％以上のＣを含有させることが好ましい。しかし、Ｃの含有量が０．１４％よりも多いと、先の溶接金属に低温割れが発生し易くなり、鋼管の端部同士を周方向に接合した現地溶接部と造管時に鋼板の端部同士を長手方向に接合したシーム溶接が交わる部分、いわゆるＴクロス部の溶接熱影響部の最高硬さが上昇することがある。したがってＣ含有量は、０．１４％以下を上限とすることが好ましく、０．１０％以下を上限とすることが更に好ましい。
【００３５】
Ｓｉは、溶接金属の低温割れの防止に有効な、残留オーステナイトを形成する元素であり、０．０５％以上のＳｉを含有させることが好ましい。一方Ｓｉの含有量が１．０％よりも多いと、特に、多層溶接を行う場合、再熱された先の溶接金属の低温靱性が劣化することがある。したがって、Ｓｉ含有量の上限を１．０％以下とすることが好ましい。
【００３６】
Ｍｎは、溶接金属の強度と低温靱性のバランスを良好にする元素であり、残留オーステナイトを生成させる元素としても有効な元素である。この効果を得るには、１．２％以上のＭｎを含有させることが好ましい。しかし、Ｍｎ含有量が２．２％を超えると偏析が助長され、低温靱性を劣化させることがあるため、Ｍｎ含有量の上限を２．２％以下とすることが好ましい。
【００３７】
Ｐ及びＳは不純物であり、溶接金属の低温靱性の劣化、低温割れ感受性の低減のためには、Ｐ及びＳの含有量は、それぞれ、０．０１５％及び０．０１０％以下とすることが好ましい。なお、Ｐの含有量は０．０１％以下、Ｓの含有量は０．００５％以下が更に好ましい上限である。Ｐ及びＳの含有量の下限は規定しないが、通常、それぞれ０．００１％以上、０．０００１％以上を含有する。
【００３８】
Ｎｉは、溶接金属の焼き入れ性を高め、低温靱性を向上させ、残留オーステナイトを形成する元素である。目標とする強度及び低温靭性を確保し、低温割れを防止するためには、Ｎｉを１．３％以上含有させることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が６．０％よりも多すぎると溶接金属に高温割れを生じる危険性があるため、Ｎｉ含有量の上限を６．０％以下とすることが好ましい。
【００３９】
Ｍｏは、溶接金属の焼き入れ性を高め、低温靱性を向上させ、特に、先の溶接金属にＭｏの炭化物を形成する元素である。Ｍｏの含有量が０．５％未満では、目標とする強度及び低温靭性が得られ難く、低温割れ防止に有効なＭｏ炭化物の析出がやや不十分である。一方、Ｍｏ含有量が２．０％よりも多すぎると低温靱性を劣化させることがある。したがって、Ｍｏの含有量を０．５〜２．０％の範囲とすることが好ましい。
【００４０】
Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖは、Ｍｏと同様の効果を有する元素であり、Ｃｒ炭化物、Ｎｂ炭化物、Ｖ炭化物は、Ｍｏの炭化物より若干劣るものの、水素をトラップする効果を有する。Ｃｒの含有量が０．５％未満、Ｎｂの含有量が０．００１％未満、Ｖの含有量が０．０１％未満では、溶接金属の強度及び低温靱性がやや低下し、低温割れを防止する効果もやや不十分である。また、Ｃｒを２．０％超、Ｎｂを０．１％超、Ｖを０．２％超含有すると溶接金属の低温靱性を劣化させることがある。したがって、Ｃｒ含有量を０．５〜２．０％、Ｎｂ含有量を０．００１〜０．１％、Ｖ含有量を０．０１〜０．２％の範囲とすることが好ましい。
【００４１】
Ｔｉは溶接金属の低温靱性を向上させるために極めて有効な元素であり、効果を得るためには、Ｔｉ含有量の下限を０．００３％以上とすることが好ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．０５％よりも多すぎるとＴｉの炭化物が多く生成し、低温靱性を劣化させることがあるため、Ｔｉ含有量の上限を０．０５％以下とすることが好ましい。
【００４２】
Ａｌは、脱酸材として有効な元素であり、溶接金属の組織を微細化する効果も有するため、０．００１％以上含有することが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．０２％を超えるとＡｌ系非金属介材物が増加して溶接金属の清浄度が低下することがあるため、Ａｌ含有量の上限を０．０２％とすることが好ましい。
【００４３】
Ｂは微量で焼き入れ性を高め、溶接金属の低温靱性の向上に有効な元素であり、０．０００１％以上を含有することが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５％を超えると低温靱性を劣化させることがあるため、Ｂ含有量の上限を０．００５％以下とすることが好ましい。
【００４４】
溶接金属には、その他に溶接時の精錬・凝固を良好に行わせるために、必要に応じてＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇ等の元素を含有する場合がある。
【００４５】
Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇは本発明に優れた特徴を損なうことなく、強度・靱性の一層の向上や製造可能を図るために、０．０００１％以上添加することが好ましい。０．００５％超のＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇを含有すると清浄度が低下することがあるため、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの含有量を条件を０．００５％以下とすることが好ましい。
【００４６】
次に、本発明の高強度溶接継手の製造方法及び本発明の高強度溶接鋼管の製造方法の溶接金属の組織について説明する。
【００４７】
溶接金属の低温割れ性を良好にするには、先の溶接金属中に微細なＭｏの炭化物が、１個／μｍ^２以上析出していることが好ましい。Ｍｏ炭化物の析出量の上限は、低温靭性を考慮すると、１０００００個／μｍ^２以下であることが好ましい。Ｍｏ炭化物に加えて、Ｖ炭化物、Ｃｒ炭化物、Ｔｉ炭化物、Ｎｂ炭化物の１種以上が先の溶接金属中に析出していても良い。Ｖ炭化物、Ｃｒ炭化物、Ｔｉ炭化物、Ｎｂ炭化物の１種以上は、先の溶接金属中において、合計で１個／μｍ^２以上析出していることが好ましい。
【００４８】
Ｍｏ炭化物、Ｖ炭化物、Ｃｒ炭化物、Ｔｉ炭化物、Ｎｂ炭化物は、透過電子顕微鏡（ＴＥＭという）によって観察することができる。試料は薄膜又は抽出レプリカの何れでも良い。また、炭化物の種類は、ＴＥＭに付属したエネルギー分散型Ｘ線分光分析器（ＥｎｅｒｇｙＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ−ｒａｙＳｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ、ＥＤＸという）を用いて、含有する元素の種類によって判別することができる。炭化物の析出量は、ＴＥＭによって撮影した組織写真を用いて、観察された炭化物の個数を観察した視野の面積で除し、面積率として求めれば良い。
【００４９】
なお、Ｍｏ炭化物が極めて微細である場合、又は、ＭｏとＣが炭化物を形成せずにＭｏ原子とＣ原子が濃化したクラスターとして存在する場合には、ＴＥＭによる観察が困難である。このような場合には、過時効処理によって析出物を成長させて観察すれば良い。過時効処理の条件は７００℃で１０分保持とすることが好ましい。この条件であれば、極微細なＭｏ炭化物又はＭｏとＣのクラスターが存在しなければ、Ｍｏ炭化物が析出することはない。
【００５０】
また、溶接金属の引張強度を９００ＭＰａ以上にするには、ミクロ組織において、ベイナイト・マルテンサイト分率を５０％以上とすることが好ましい。ミクロ組織において、ベイナイト・マルテンサイトの残部はフェライトとオーステナイトの一方又は双方である。
【００５１】
ベイナイト・マルテンサイトの残部がフェライトを含む場合、ベイナイト・マルテンサイトとフェライトとは光学顕微鏡によって区別することが可能であり、組織写真を画像解析することによって、フェライト分率αＦ［％］を測定することができる。また、ベイナイト・マルテンサイトの残部がオーステナイトを含む場合、特にオーステナイトが残留オーステナイトとして存在する場合には、光学顕微鏡による区別が困難であり、Ｘ線回折によってオーステナイト分率αγ［％］を測定することができる。
【００５２】
ベイナイト・マルテンサイト分率は、まず、Ｘ線回折によってオーステナイト分率αγ［％］を測定し、次に、光学顕微鏡組織からフェライト分率αＦ［％］を測定する。ベイナイト・マルテンサイト分率αＢＭ［％］は、オーステナイト分率αγ［％］とフェライト分率αＦ［％］から、
αＢＭ［％］＝（１００％−αγ［％］）×（１００％−αＦ［％］）／１００
として求めることができる。
【００５３】
次に、本発明の高強度溶接継手の製造方法及び本発明の高強度溶接鋼管の製造方法の母材である鋼板の成分について説明する。
【００５４】
Ｃは鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、０．０３％以上のＣを含有することが好ましい。しかし、Ｃ含有量が０．１０％よりも多すぎると母材及び溶接熱影響部（ＨＡＺという）の低温靱性がやや劣化し、現地溶接性を損なうことがあるため、Ｃ含有量の上限を０．１０％以下とすることが好ましく、０．０７％以下とすることが更に好ましい。
【００５５】
Ｓｉは、脱酸に有効であり、強度を向上させる元素であるが、０．６％よりも多く添加するとＨＡＺの低温靱性がやや劣化し、現地溶接性を損なうことがあるため、Ｓｉ含有量の上限を０．６％以下とすることが好ましい。鋼の脱酸は、ＡｌとＴｉの一方又は双方によって行うことが可能であり、Ｓｉ含有量の下限は０％でも構わないが、通常、不純物として０．０１％以上を含有する。
【００５６】
Ｍｎは、鋼のミクロ組織をベイナイト・マルテンサイトを主体とするものとし、強度と低温靱性とのバランスを良好にするために有効な元素であり、Ｍｎ含有量の下限を１．７％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｎを２．５％よりも過剰に含有すると鋼の焼き入れ性が増してＨＡＺの低温靱性を劣化させ、また、現地溶接性を損なうことがあり、更に連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性もやや劣化させることがある。したがって、Ｍｎ含有量の上限を２．５％以下とすることが好ましい。
【００５７】
Ｐ、Ｓは不純物元素であり、母材及びＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるために、Ｐの含有量及びＳの含有量の上限をそれぞれ０．０１５％以下及び０．００３％以下とすることが好ましい。Ｐ量の低減により、連続鋳造スラブの中心偏析が軽減されるとともに、粒界破壊が抑制されて低温靱性が向上する。また、Ｓ量の低減により、熱間圧延で延伸化するＭｎＳの生成が抑制され、延性及び靱性が向上する。Ｐの含有量及びＳの含有量の下限は低いほど好ましいため規定しないが、通常、それぞれ０．００１％以上及び０．０００１％以上を含有する。
【００５８】
Ｎｉは、低炭素鋼の現地溶接性を劣化させることなく、低温靱性を向上させるために有効な元素である。ＮｉはＭｎ、Ｃｒ及びＭｏと比較して、圧延組織中に、特に連続鋳造鋼片の中心偏析帯に相当する部位に、低温靱性を損なう硬化組織を形成することが少なく、ＨＡＺの低温靱性の改善にも極めて有効である。この効果は、０．１％以上のＮｉの含有によって発現されるため、Ｎｉ含有量の下限を０．１％以上とすることが好ましく、０．３％以上のＮｉの添加が特に有効である。しかしＮｉの含有量が１％を超えると、製造コストが増加し、ＨＡＺの低温靱性がやや劣化し、現地溶接性を損なうことがあるため、Ｎｉ含有量の上限を１．０％とすることが好ましい。また、Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕ割れ防止にも有効な元素であり、Ｃｕを含有する場合には、Ｎｉ含有量をＣｕ含有量の１／３以上とすることが好ましい。
【００５９】
Ｍｏは、鋼の焼き入れ性を向上させ、ベイナイト・マルテンサイト主体のミクロ組織を得るために有効な元素である。Ｍｏの焼き入れ性を向上させる効果は、Ｂと共存することによって更に顕著になる。この効果を得るには、Ｍｏ含有量を０．１５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏを０．６％超含有すると、ＨＡＺの低温靱性及び現地溶接性を劣化させることがあるため、Ｍｏ含有量の上限を０．６％とした。
【００６０】
Ｎｂは析出硬化、焼入れ性の増大により、鋼を強靱化する元素である。Ｎｂの焼入れ性向上効果は、Ｂとの共存によって相乗的に高まる。また、ＮｂとＭｏが共存すると、熱間での制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織を微細化する効果を奏する。この効果を得るには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１０％よりも多すぎると、ＨＡＺの低温靱性及び現地溶接性を損なうことがあるため、Ｎｂ含有量の上限を０．１０％とすることが好ましい。
【００６１】
Ｔｉは、微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及び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、母材及びＨＡＺの低温靱性を改善する元素である。また、Ｂの焼入れ性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する役割も有する。また、Ａｌ量が少なく、例えば０．００５％以下の場合には、ＴｉはＨＡＺにおいて粒内変態核として作用する酸化物を形成し、ＨＡＺのミクロ組織を微細化し、低温靭性を向上させる効果を発現する。このようなＴｉＮの効果を得るためには、０．００５％以上のＴｉを添加することが好ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．０３０％よりも多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させることがあるため、Ｔｉ含有量の上限を０．０３０％以下とすることが好ましい。なお、Ｎを含有する場合には、Ｔｉ含有量の下限を３．４Ｎ以上とすることが好ましい。
【００６２】
更に、Ｃｒ、Ｖ、Ａｌ、Ｂ、Ｎ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種又は２種以上を含有することが好ましい。
【００６３】
Ｃｒは強度を増加させる元素であり、０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｒを、０．８％超含有するとＨＡＺの低温靱性がやや劣化し、現地溶接性を損なうことがあるため、Ｃｒの含有量の上限は、０．８％以下とすることが好ましい。
【００６４】
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼におけるＮｂとＶの複合添加の効果は極めて顕著である。Ｖ含有量の上限はＨＡＺの低温靱性、現地溶接性の点から０．１０％以下とすることが好ましいが、特にＶの含有量を０．０３〜０．０８％の範囲とすることが好ましい。
【００６５】
Ａｌは脱酸材として有効な元素であり、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ含有量が０．０６％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を阻害することがあるため、Ａｌ含有量の上限を０．０６％以下とした。また、脱酸はＴｉとＳｉの一方又は双方でも可能であるため、Ａｌを必ずしも含有する必要はなく、下限は０％でも良い。
【００６６】
Ｂは極微量の含有によって鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、マルテンサイト・ベイナイトを主体とする組織を得るために、非常に有効な元素である。更に、Ｂの焼入れ性を向上させる効果は、Ｍｏ及びＮｂとの共存によって更に顕著になる。この効果を得るには、Ｂの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｂを０．００５％よりも過剰に添加すると、低温靱性を劣化させるだけでなく、焼入れ性向上効果を損なうことがあるので、Ｂ含有量の上限を０．００５％以下とすることが好ましい。
【００６７】
ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材及びＨＡＺの低温靱性を向上させる。この効果を得るには、Ｎの含有量の下限を０．００１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎ量が０．００６％よりも多すぎるとスラブ表面疵を生じることがあり、また、固溶Ｎ量が増加してＨＡＺの低温靱性がやや劣化し、Ｂの焼入れ性向上効果を損なうことがある。したがって、Ｎ含有量の上限は０．００６％以下とすることが好ましい。
【００６８】
Ｃｕは強度を増加させる元素であり、０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｕを、１．０％よりも過剰に含有するとＨＡＺの低温靱性がやや劣化し、現地溶接性を損なうことがあるため、Ｃｕの含有量の上限は、１．０％以下とすることが好ましい。
【００６９】
Ｃａ及びＲＥＭは、ＭｎＳ等の硫化物の形態を制御し、低温靱性を向上させるため、それぞれ、０．００１％以上及び０．００２％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｃａ及びＲＥＭの含有量を、それぞれ、０．０１％超及び０．０２％超とすると、Ｃａ、ＲＥＭの酸化物、硫化物、即ち、ＣａＯ、ＣａＳ、ＲＥＭ−ＣａＳが大量に生成して大型クラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響を及ぼすことがある。このためＣａ含有量及びＲＥＭ含有量の上限を、それぞれ、０．０１％以下及び０．０２％以下とすることが好ましい。
【００７０】
なお超高強度ラインパイプでは、Ｓ含有量及びＯ含有量をそれぞれ０．００１％以下及び０．００２％以下に低減し、かつＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることが特に有効である。
【００７１】
Ｍｇは微細分散した酸化物を形成し、ＨＡＺの旧オーステナイト粒の粗大化を抑制して低温靭性を向上させる元素である。この効果を得るには、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇ含有量を０．００６％超とすると粗大酸化物を生成し、靭性を劣化させることがあるため、Ｍｇ含有量の上限を０．００６％以下とすることが好ましい。
【００７２】
更に、良好な強度、低温靱性バランスを得るには、
【数１】

ここで、Ｂ≧３ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０である、
を１．９≦Ｐ≦４．０の範囲とすることが好ましい。これは、９００ＭＰａ以上の強度と優れた低温靱性を得るためには、Ｐ値の下限を１．９以上とすることが好ましく、一方、ＨＡＺの低温靱性を良好にし、現地溶接性を確保するためには、Ｐ値の上限を４．０以下とすることが好ましいためである。
【００７３】
母材の引張強度を９００ＭＰａ以上にするには、ミクロ組織のベイナイト・マルテンサイト分率を５０％以上とすることが好ましい。母材のミクロ組織においても、溶接金属のミクロ組織と同様に、ベイナイト・マルテンサイトの残部は、フェライトとオーステナイトの一方又は双方である。したがって、母材のベイナイト・マルテンサイト分率は、溶接金属のベイナイト・マルテンサイト分率と同様に、Ｘ線回折によって求めたオーステナイト分率と光学顕微鏡組織写真を画像解析して求めたフェライト分率から求めることができる。
【００７４】
次に、本発明の高強度溶接継手の製造方法及び本発明の高強度溶接鋼管の製造方法において、溶接に用いる溶接ワイヤーについて説明する。
【００７５】
溶接金属は、溶接ワイヤーを用いて、母材をアーク溶接して製造するものであり、サブマージドアーク溶接法で溶接した場合、母材の希釈率が大きいため、所望の組成からなる溶接金属を得るためには、母材の希釈を考慮した溶接ワイヤーの選択が必要である。
【００７６】
Ｃは溶接金属で必要とされるＣ量の範囲を得るために、母材成分の希釈及び雰囲気からのＣの混入を考慮して０．０１〜０．１２％とすることが好ましい。
【００７７】
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉは溶接金属で必要とされる範囲の含有量を得るために、母材成分による希釈を考慮して、それぞれ、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：４．０〜８．５％、Ｍｏ：０．５〜３．０％、Ｃｒ：０．５〜３．０％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％とすることが好ましい。Ｓｉ量の下限は、０％でも良いが、０．０５％以上とすることが好ましい。
【００７８】
Ａｌは脱酸材として有効であるが、溶接金属の清浄度を考慮して、０．０２％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量の下限は０％でも良いが、脱酸材としての効果を得るには０．００１％以上の含有することが好ましい。
【００７９】
その他Ｐ、Ｓは極力少ない方が好ましく、また、Ｂは強度確保に添加することが可能である。更に、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｇ等が脱酸のために添加されることがある。
【００８０】
なお、本発明において、サブマージドアーク溶接には、焼成型フラックス又は溶融形フラックスの何れのフラックスを使用しても良い。焼成型フラックスは合金成分の添加が可能で拡散性水素量が低いという利点があるが、粉化し易く、繰り返して使用することが難しいという欠点がある。一方、溶融型フラックスはガラス粉状で粒強度が高く、吸湿し難いという利点があり、拡散性水素量が高くなるという欠点がある。このようなフラックスの特徴を考慮して適宜選択すれば良い。
【００８１】
次に、本発明の高強度溶接継手の製造方法及び本発明の高強度溶接鋼管の製造方法において、先の溶接金属の加熱温度について説明する。
【００８２】
本発明の高強度溶接継手の製造方法は、鋼板を突き合わせて先の溶接をした後、最後の溶接をするものであり、本発明の高強度溶接鋼管の製造方法は、鋼管を筒状に成形して端部同士を突き合わせて先の溶接をした後、最後の溶接をするものである。本発明の高強度溶接継手の製造方法及び本発明の高強度溶接鋼管の製造方法において、先に溶接した先の溶接金属の再加熱温度が５００〜７００℃の範囲となるように最後の溶接を行うことが極めて重要である。これは、先の溶接金属の再加熱温度が５００℃未満ではマトリックスとの整合性を有する微細なＭｏの炭化物の生成が不十分になり、一方、再加熱温度が７００℃を超えるように再加熱にすると、Ｍｏの炭化物が粗大化し、マトリックスとの整合性を損なうためである。これにより、水素のトラップが不十分になり、低温割れが生じ易くなる。
【００８３】
溶接条件の好ましい範囲は板厚によって若干異なり、例えば１６ｍｍ厚の場合には、入熱は２．０〜３．２ｋＪ／ｍｍの範囲が好ましく、板厚が２０ｍｍの場合には、入熱は２．５〜４．０ｋＪ／ｍｍの範囲が好ましい。
【００８４】
なお、溶接は単極だけでなく、複数電極での溶接が可能である。複数電極で溶接の場合は各種ワイヤーの組み合わせが可能であり、それぞれのワイヤーが上記成分範囲にある必要はなく、それぞれのワイヤー成分と消費量からの平均組成が上記成分範囲にあれば良い。
【００８５】
本発明の高強度溶接鋼管の製造方法は、上記で説明した成分からなる鋼板を造管するものである。本発明において、鋼板の製造方法は、通常の方法に従って、鋼を溶解、鋳造し、熱間圧延を行うものである。熱間圧延は加熱温度を９５０〜１２５０℃、圧延温度を７００〜１１００℃、圧延後の冷却速度を５〜６０℃／ｓに限定した制御圧延とすることが好ましい。熱間圧延後、焼入れ、焼戻し等の熱処理を行っても良い。
【００８６】
本発明の高強度溶接鋼管の製造方法は、鋼板を製造後、Ｕ形次いでＯ形に成形するＵＯ工程で製管し、突き合わせ部をサブマージドアーク溶接するものである。造管後、拡管して真円度を高めることが好ましい。
【００８７】
【実施例】
次に、本発明の実施例について述べる。
（実施例１）
表１、表２（表１のつづき）に示す化学成分の鋼を３００トン転炉で溶製後、連続鋳造により鋼片とし、加熱温度を１１００℃とし、粗圧延を行った後、８００〜９００℃での累積圧下量を８０％程度として仕上げ圧延を行って鋼板とした。この鋼板の引張強度をＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験によって測定し、−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーをＪＩＳＺ２２４２に準拠したシャルピー試験によって測定し、鋼板の板厚とともに表３に示した。なお、−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは、ｖＥ−２０欄に示した。
【００８８】
また、鋼板のミクロ組織において、ベイナイト・マルテンサイト分率を以下のようにして測定した。まず、鋼板の板厚中央部より試験片を採取し、Ｘ線回折法によりオーステナイト分率αγ［％］を測定した。次に、板厚中央部を光学顕微鏡によって観察し、組織写真を撮影し、組織写真を画像解析することによって、フェライト分率αＦ［％］を測定した。得られたオーステナイト分率αγ［％］とフェライト分率αＦ［％］から、ベイナイト・マルテンサイト分率αＢＭ［％］を次式によって求めた。
【００８９】
αＢＭ［％］＝（１００％−αγ［％］）×（１００％−αＦ［％］）／１００
表３に示すように、本発明の溶接継手の母材である鋼Ｎｏ．１〜１４、１７〜２０は、強度及び低温靭性が良好である。一方、鋼Ｎｏ．１５、１６は、それぞれ、鋼板のＣ含有量、Ｍｏ含有量が本発明の溶接継手の母材の範囲よりも少なく、強度が若干低い。また、鋼Ｎｏ．２１、２２は、それぞれ、鋼板のＣ含有量、Ｍｏ含有量が本発明の溶接継手の母材の範囲よりも多く、低温靭性がやや低下している。
【００９０】
これらの鋼板を、端部に開先加工を施して突合せ、表４に示した溶接ワイヤーを用いて、入熱を１．８ｋＪ／ｍｍとして内面からサブマージドアーク溶接を行った。内面の溶接後、内面の溶接金属の表面に熱電対を取り付け、内面からの溶接と同条件で外面から溶接し、内面の溶接金属の最高到達温度、即ち再加熱温度を測定した。内面の溶接金属の再加熱温度を表４に示す。
【００９１】
溶接金属の板厚中央部から試料を採取し、化学成分を分析した結果を表５、表６（表５のつづき）に示す。また、鋼管の溶接部を含む小片を採取し、内面の溶接金属をドライアイスを用いて冷却しながら切断し、５ｍｍ ×５ｍｍ×４０ｍｍの水素分析用試料を採取した。水素分析用試料は、採取後、全水素量を測定するまでの間、ドライアイス又は液体窒素により冷却した。全水素量は、試験片を室温から６００℃まで昇温した際に、放出された水素量の合計として、ガスクロマトグラフィー法にて測定した。また、鋼管の溶接金属を含む小片を採取し、４５℃で７２時間放持した後、全水素量の分析と同様に水素分析用試料を採取し、水素量をガスクロマトグラフィー法にて測定し、非拡散性水素量とした。全水素量に対する非拡散性水素量の割合は、非拡散性水素量を全水素量で除した値であり、百分率で表した。
【００９２】
外面の溶接金属部からＪＩＳＺ３１１１に準拠してＡ２号引張試験片を採取し、引張試験を行った。また、ＪＩＳＺ３１１１に準拠して、図１に示したように、溶接継手の溶接方向に垂直な板厚断面において、溶接部の溶接方向及び板厚方向に垂直な方向を長手とし、内外面溶接金属の会合中心部に２ｍｍＶノッチを入れた試験片を作製し、−２０℃で衝撃試験を行い、シャルピー吸収エネルギーを測定した。また、低温割れについては内外面溶接後、ＪＩＳＺ３０６０に準拠した溶接部の超音波探傷試験及びＪＩＳＺ３１０４に準拠したＸ線透過試験を行い、低温割れの有無を確認した。
【００９３】
更に、内面の溶接金属から小片を採取し、７００℃で１０分加熱し、ＴＥＭによる観察を行い、組織写真を撮影し、観察されたＭｏ炭化物の個数を観察した視野の面積で除し、Ｍｏ炭化物の析出量を面積率として求めた。炭化物の判別は、ＥＤＸを用いて行った。また、内面の溶接金属のベイナイト・マルテンサイト分率αＢＭ［％］は、鋼板ベイナイト・マルテンサイト分率と同様にして求めた。
【００９４】
また、非拡散性水素量、全水素量に対する非拡散性水素量の割合、溶接金属の引張強度、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー、低温割れの評価、板厚を表７に示す。表７に示すように、本発明例である溶接金属Ｎｏ．１〜１４は、低温靭性が良好であり、溶接金属強度が９００ＭＰａ以上で、低温割れも発生していない。
【００９５】
一方、溶接金属Ｎｏ．１５、１６は、それぞれ、溶接金属のＣ含有量、Ｍｏ含有量が本発明の範囲よりもやや少なく、溶接金属Ｎｏ．１７〜２０は外面を溶接した際の内面の加熱温度が本発明の範囲外であり、何れもＭｏ炭化物の生成量もやや少なく、非拡散性水素量が本発明の範囲よりも少ないため、低温割れが生じている。溶接金属Ｎｏ．２１、２２は、それぞれ、溶接金属のＣ含有量、Ｍｏ含有量が本発明の範囲よりもやや多く、強度が１１５０ＭＰａ以上になり低温靭性がやや劣化している。
【００９６】
【表１】

【００９７】
【表２】

【００９８】
【表３】

【００９９】
【表４】

【０１００】
【表５】

【０１０１】
【表６】

【０１０２】
【表７】

【０１０３】
（実施例２）
表１、表２（表１のつづき）に示す成分の鋼を実施例１と同様に溶製し、熱間圧延して、１６ｍｍの鋼板とした。実施例１と同様にして測定した引張強度及び−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー、ベイナイト・マルテンサイト分率は、表３とほぼ同等であった。この鋼板を用いて、ＵＯ工程で管状に成形し、仮付け溶接後、表４に示した成分からなる溶接ワイヤ−及びフラックスを用いて、表８に示した条件で、３電極として、内面から溶接した後、同条件で外面から溶接した。内面の溶接金属の再加熱温度は実施例１と同様にして測定した。溶接後、鋼管を１％拡管し、ＪＩＳＺ３０５０に準拠して溶接部のＸ線透過試験及び超音波探傷試験を行い、低温割れの有無を判定した。内面の溶接金属の再加熱温度を表８に示す。
【０１０４】
溶接金属から試料を採取し、化学成分を分析した結果を表９、表１０（表９のつづき）に示す。また、内面の溶接金属の全水素量、非拡散性水素量、炭化物の析出量、溶接金属の引張強試験、シャルピー試験、低温割れの有無の確認は、実施例１と同様にして行った。結果を表１１に示す。表１１に示すように、上記（３）に係る本発明例である溶接金属Ｎｏ．２３〜３６は、低温靭性が良好であり、溶接金属強度が９００ＭＰａ以上で、低温割れも発生していない。
【０１０５】
一方、溶接金属Ｎｏ．３７、３８は、それぞれ、溶接金属のＣ含有量、Ｍｏ含有量が上記（３）に係る本発明の範囲よりもやや少なく、溶接金属Ｎｏ．３９〜４２は外面を溶接した際の内面の加熱温度が上記（５）に係る本発明の範囲外であり、何れもＭｏ炭化物の生成量もやや少なく、非拡散性水素量が本発明の範囲よりも少ないため、低温割れが生じている。溶接金属Ｎｏ．４３、４４は、それぞれ、溶接金属のＣ含有量、Ｍｏ含有量が上記（３）に係る本発明の範囲よりもやや多く、強度が１１５０ＭＰａ以上になり低温靭性がやや劣化している。
【０１０６】
【表８】

【０１０７】
【表９】

【０１０８】
【表１０】

【０１０９】
【表１１】

【０１１０】
【発明の効果】
本発明により、高強度ラインパイプ、低温容器などの構造物に適用し得る溶接金属の低温割れを防止した高強度溶接継手及び鋼管の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて高い。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接部からの衝撃試験片の採取位置及びノッチ位置を示す溶接方向に垂直な板厚断面の模式図である。
【符号の説明】
１…内面の溶接金属
２…外面の溶接金属
３…溶接熱影響部
４…衝撃試験片
５…Ｖノッチ

Claims

母材として、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．７〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
を含有し、更に
Ｃｒ：０．８％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｂ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼材を突合せ、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１２％、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１．２〜２．４％、
Ｎｉ：４．０〜８．５％、
Ｍｏ：０．５〜３．０％、
Ｃｒ：０．５〜３．０％、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ａｌ：０．０２％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶接ワイヤーを用いて先の溶接をした後、先の溶接金属の表面の再加熱温度が５００〜７００℃となるように前記溶接ワイヤーを用いて最後の溶接をする（ただし、厚さ１６ｍｍの鋼板を母材として、３電極、１．７５ｍ／分、入熱量２．２ｋＪ／ｍｍの溶接条件で内外面から各１パスのサブマージドアーク溶接による先の溶接および最後の溶接をする場合を除く）ことにより、
先の溶接金属及び最後の溶接金属が、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：１．３〜６．０％、
Ｍｏ：０．５〜２．０％、
Ｃｒ：０．５〜２．０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｖ：０．０１〜０．２％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ａｌ：０．０２％以下、
Ｂ：０．００５％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記先の溶接金属にＭｏ炭化物が１個／μｍ２以上存在し、該先の溶接金属の非拡散性水素量が０．１ｐｐｍ以上となるようにしたことを特徴とする溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手の製造方法。
先の溶接金属の全水素量に対する非拡散性水素量の割合が１．０％以上であることを特徴とする請求項１記載の溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手の製造方法。
請求項１又は２記載の超高強度溶接継手の製造方法を用いた超高強度溶接鋼管の製造方法であって、請求項１記載の成分組成を有する鋼板を筒状に成形し、鋼板の端部同士を突き合わせ、請求項1記載の成分からなる溶接ワイヤーを用いて先の溶接をした後、先の溶接金属の表面の再加熱温度が５００〜７００℃となるように前記溶接ワイヤーを用いて最後の溶接をすることにより、請求項１又は２記載の先の溶接金属及び最後の溶接金属としたことを特徴とする溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接鋼管の製造方法。
請求項１記載の成分からなる溶接ワイヤー及び焼成型又は溶融型フラックスを用いてサブマージドアーク溶接した後、拡管することを特徴とする請求項３記載の溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接鋼管の製造方法。
鋼板を順にＣ成形、Ｕ成形、Ｏ成形するＵＯ工程により筒状に成形することを特徴とする請求項３又は４記載の溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接鋼管の製造方法。