JP5061483B2 - 超高強度溶接鋼管の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は，引張強度８００ＭＰａを超える超高強度溶接鋼管の製造方法に関し、特に脆性亀裂伝播特性に優れ、天然ガスや原油の輸送用として好適なものに関する。
近年，天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは，高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工能率の向上のため，年々高強度化され、既にＡＰＩ規格でＸ１００グレードのラインパイプが実用化し，引張強度９００ＭＰａを超えるＸ１２０グレードも要望されている。
高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその素材となる高強度厚鋼板の製造方法に関しては，例えば特許文献１に，熱間圧延後２段冷却を行い，２段目の冷却停止温度を３００℃以下とすることで，高強度化を達成する技術が開示されている。
特許文献２に，高価な合金元素添加量を削減しつつ，高強度・高靱性を得るための加速冷却および焼戻し条件に関する技術が開示されている。特許文献３に，母材については特許文献２と同様に合金元素添加量を削減し，さらに縦シーム溶接部の溶接金属において高強度・高靱性を得るための成分設計に関する技術が開示されている。
また、特許文献４には、低Ｃ−高Ｃｕ系鋼を熱間圧延、冷却後、時効処理した超高強度鋼管用鋼板が記載されている。
特開２００３−２９３０８９号公報
特開２００２―１７３７１０号公報
特開２０００―３５５７２９号公報
特開平８−３１１５４８号公報
しかしながら、上述した特許文献に記載されたラインパイプやラインパイプ用鋼は、大入熱サブマージアーク溶接で縦シーム溶接することが前提であり、板厚によっては縦シーム溶接部でＨＡＺ部が大きく軟化し、実管を用いた水圧試験を行うと、強度の低いＨＡＺ部で破壊することが懸念される。
ＨＡＺ軟化による継手強度不足を補うため、縦シーム溶接部の溶接金属を高強度化することが有効であるが、溶接金属中の合金元素量を増加させ、低温割れ等の溶接金属欠陥が発生しやすくなり，手直し等溶接作業性を著しく悪化させるようになる。
また、母材中の合金元素量を増やすと，パイプ同士を接合する、入熱の小さい多層溶接による円周溶接部においてＨＡＺ硬さが増大し，特に初層溶接部で低温割れ感受性が増大するため、開先の予熱管理などが必要となり、現地施工性が低下する。
そこで、本発明は，縦シーム溶接部のＨＡＺ軟化を防止し、脆性亀裂伝播停止特性に優れる超高強度溶接鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者等は上記課題を解決するため、母材と縦シーム溶接法について、下記の項目について鋭意検討を行った。
１）レーザー・アークハイブリッド溶接法の縦シーム溶接への適用：従来の大入熱サブマージアーク溶接による溶接効率を維持しつつ，溶接部の冷却速度を向上させて、ＨＡＺおよび溶接金属の強度を上昇させる溶接条件。
２）低温割れ感受性が低く、耐切断割れ性とＤＷＴＴ特性に優れた引張強度８００ＭＰａ以上の母材。
３）縦シーム溶接時の溶接割れを抑制し，かつ高冷却速度において溶接金属強度・靱性を達成する溶接金属成分。
１）レーザー・アークハイブリッド溶接法の縦シーム溶接への適用：従来の大入熱サブマージアーク溶接による溶接効率を維持しつつ，溶接部の冷却速度を向上させて、ＨＡＺおよび溶接金属の強度を上昇させる溶接条件。
２）低温割れ感受性が低く、耐切断割れ性とＤＷＴＴ特性に優れた引張強度８００ＭＰａ以上の母材。
３）縦シーム溶接時の溶接割れを抑制し，かつ高冷却速度において溶接金属強度・靱性を達成する溶接金属成分。
本発明は上記検討の結果得られた知見を基になされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｐ≦０．０１０、Ｓ≦０．００２
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕ：≦０．８％
Ｎｉ：０．０１〜３．０％
Ｃｒ：≦０．８％
Ｍｏ：≦０．８％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｖ：≦０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｂ：≦０．００３％
Ｃａ：≦０．０１％
ＲＥＭ：≦０．０２％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
ＰｃｍＢ≦０．２２
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、
１０００〜１２００℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧６７％となる熱間圧延を行い、圧延終了後６００℃以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃／ｓで冷却を開始し、２５０℃以下の温度域で冷却停止後、ただちに５℃／ｓ以上の昇温速度で３００℃以上４００℃以下の温度に再加熱して得られた脆性亀裂伝播停止特性に優れた引張強度８００ＭＰａ以上の鋼板を冷間加工で管状に成形した後、突合せ部を、ＣＯ２ガスシールドを用いたレーザーとＡｒ−ＣＯ２ガスシールドを用いたガスシールドアーク溶接を組合わせたハイブリッド溶接法によって溶融池が１プールとなる溶接を行い、その溶着金属の化学成分が、
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．０９％
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ａｌ：≦０．０１５％
Ｃｕ：≦０．５％
Ｎｉ：≦３．０％
Ｃｒ：≦１．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｖ：≦０．１％
Ｔｉ：０．００３〜０．１０％
Ｂ：≦０．００３０％
Ｏ：≦０．０３％
Ｎ：≦０．００８％
ＰｃｍＷ≦０．２
残部Ｆｅおよび不可避的不純物で、
縦シーム溶接部の継手引張強度が母材引張強度以上であることを特徴とする超高強度溶接鋼管の製造方法。
但し、ＰｃｍＢ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５＊Ｂ
ＰｃｍＷ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍ
ｏ／１５＋Ｖ／１０＋６０＊Ｂ−１２＊Ｎ−４＊Ｏ
で、ＰｃｍＢ、ＰｃｍＷにおいて各元素は含有量（質量％）を示す。
２．前記突合せ部の内外面を前記ハイブリッド溶接で溶接することを特徴とする１記載の超高強度溶接鋼管の製造方法。
３．前記突合せ部の内面を前記ハイブリッド溶接で溶接し、外面をサブマージアーク溶接で溶接することを特徴とする１記載の超高強度溶接鋼管の製造方法。
１．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｐ≦０．０１０、Ｓ≦０．００２
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕ：≦０．８％
Ｎｉ：０．０１〜３．０％
Ｃｒ：≦０．８％
Ｍｏ：≦０．８％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｖ：≦０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｂ：≦０．００３％
Ｃａ：≦０．０１％
ＲＥＭ：≦０．０２％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
ＰｃｍＢ≦０．２２
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、
１０００〜１２００℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧６７％となる熱間圧延を行い、圧延終了後６００℃以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃／ｓで冷却を開始し、２５０℃以下の温度域で冷却停止後、ただちに５℃／ｓ以上の昇温速度で３００℃以上４００℃以下の温度に再加熱して得られた脆性亀裂伝播停止特性に優れた引張強度８００ＭＰａ以上の鋼板を冷間加工で管状に成形した後、突合せ部を、ＣＯ２ガスシールドを用いたレーザーとＡｒ−ＣＯ２ガスシールドを用いたガスシールドアーク溶接を組合わせたハイブリッド溶接法によって溶融池が１プールとなる溶接を行い、その溶着金属の化学成分が、
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．０９％
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ａｌ：≦０．０１５％
Ｃｕ：≦０．５％
Ｎｉ：≦３．０％
Ｃｒ：≦１．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｖ：≦０．１％
Ｔｉ：０．００３〜０．１０％
Ｂ：≦０．００３０％
Ｏ：≦０．０３％
Ｎ：≦０．００８％
ＰｃｍＷ≦０．２
残部Ｆｅおよび不可避的不純物で、
縦シーム溶接部の継手引張強度が母材引張強度以上であることを特徴とする超高強度溶接鋼管の製造方法。
但し、ＰｃｍＢ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５＊Ｂ
ＰｃｍＷ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍ
ｏ／１５＋Ｖ／１０＋６０＊Ｂ−１２＊Ｎ−４＊Ｏ
で、ＰｃｍＢ、ＰｃｍＷにおいて各元素は含有量（質量％）を示す。
２．前記突合せ部の内外面を前記ハイブリッド溶接で溶接することを特徴とする１記載の超高強度溶接鋼管の製造方法。
３．前記突合せ部の内面を前記ハイブリッド溶接で溶接し、外面をサブマージアーク溶接で溶接することを特徴とする１記載の超高強度溶接鋼管の製造方法。
但し、ＰｃｍＢ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５＊Ｂ
ＰｃｍＷ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋６０＊Ｂ−１２＊Ｎ−４＊Ｏ
で、各元素は含有量（質量％）を示す。
ＰｃｍＷ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋６０＊Ｂ−１２＊Ｎ−４＊Ｏ
で、各元素は含有量（質量％）を示す。
本発明によれば，縦シーム部の継手強度が母材の引張強度以上で、脆性亀裂伝播停止特性に優れた引張強度８００ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造が可能で産業上極めて有用である。
本発明は、脆性亀裂伝播停止特性に優れた引張強度８００ＭＰａ以上の鋼板を冷間加工で管状に成形した後，ＣＯ２ガスシールドを用いたレーザーとＡｒ−ＣＯ２ガスシールドを用いたガスシールドアーク溶接を組合わせたハイブリッド溶接法によって突合わせ部の溶接を行い溶接鋼管とすることを特徴とする。
図４は、ＣＯ２ガスシールドを用いたレーザー溶接とＡｒ−ＣＯ２ガスシールドを用いたガスシールドアーク溶接を組合わせたハイブリッド溶接法を説明する模式図で、ハイブリッド溶接５は、溶接方向に、レーザトーチ６がガスアーク溶接トーチ７に先行して配置される。
レーザトーチ６とガスアーク溶接トーチ７は、それぞれの溶接による溶融池８が一つに合体される１プール溶接としてビード９を形成するように配置する。その結果、従来のサブマージアーク溶接並の溶接速度で鋼板突き合わせ部の溶接を行うことが可能であり，さらに溶接部の冷却速度が著しく向上する。
先行するレーザートーチ６により狭い領域に高密度の入熱を与えることで鋼板を容易に溶解させ，その後のガスアーク溶接の入熱レベルでも十分に溶接金属を溶着させられるからであると考えられる。
同一の板厚の母材を当該ハイブリッド溶接とサブマージアーク溶接で溶接する際の溶接入熱は、当該ハイブリッド溶接によるものは、サブマージアーク溶接の約１／２となる。
従って、管厚が厚く，レーザー・アークハイブリッド溶接１層では貫通溶接できない場合，パイプの内外面それぞれ１層ずつレーザー・アークハイブリッド溶接を行っても継手強度の低下は小さい。また，外面側を従来のＳＡＷ溶接による１層溶接を行っても同様に内面側のＨＡＺ部で十分な強度が確保され，母材と同等以上の継手強度を満足することができる。
図５に本発明に係る超高強度溶接鋼管の製造方法での縦シーム溶接方法を模式的に示す。板厚が薄い場合はレーザー・アークハイブリッド溶接の外面側一層溶接（ａ）、より厚い場合はレーザー・アークハイブリッド溶接の内外面側一層溶接（ｂ）、更に厚い場合は、内面側をレーザー・アークハイブリッド溶接、外面側をサブマージアーク溶接（ｃ）とする。
尚、レーザ溶接のシールドガスとしてＣＯ２ガスを用いることでブローホールの発生を著しく抑制し，ガスアーク溶接のシールドガスをＡｒとＣＯ２の混合ガスとすることで溶接金属中の酸素量を低く抑えることができる。
次に、本発明における、脆性亀裂伝播停止特性に優れた引張強度８００ＭＰａ以上の鋼板として好適な鋼板の成分限定理由を説明する。％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは低温変態組織においては過飽和固溶することで強度上昇に寄与し，また後述するようにＮｂ，Ｖの炭化物を形成することでＨＡＺの軟化抵抗をもたらす。これらの効果を得るるためには０．０３％以上の添加が必要であるが，０．１２％を超えて添加すると，パイプの円周溶接部の硬度上昇が著しくなり，低温割れが発生しやすくなるため，上限を０．１２％とした。
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは低温変態組織においては過飽和固溶することで強度上昇に寄与し，また後述するようにＮｂ，Ｖの炭化物を形成することでＨＡＺの軟化抵抗をもたらす。これらの効果を得るるためには０．０３％以上の添加が必要であるが，０．１２％を超えて添加すると，パイプの円周溶接部の硬度上昇が著しくなり，低温割れが発生しやすくなるため，上限を０．１２％とした。
Ｓｉ：≦０．５％
Ｓｉは変態組織によらず固溶強化するため，母材，ＨＡＺの強度上昇に有効である。しかし，０．５％を超えて添加すると靱性が著しく低下するため上限を０．５％とした。
Ｓｉは変態組織によらず固溶強化するため，母材，ＨＡＺの強度上昇に有効である。しかし，０．５％を超えて添加すると靱性が著しく低下するため上限を０．５％とした。
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。特に、ＨＡＺにおいて高強度を達成に必要な低温変態組織を得るために１．５％以上の添加が必要であるが，連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく，３．０％を超える添加を行うと，偏析部での遅れ破壊の原因となるため，上限を３．０％とした。
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。特に、ＨＡＺにおいて高強度を達成に必要な低温変態組織を得るために１．５％以上の添加が必要であるが，連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく，３．０％を超える添加を行うと，偏析部での遅れ破壊の原因となるため，上限を３．０％とした。
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０１％以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが，０．０８％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し，靱性劣化の原因となるため，上限を０．０８％とした。
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０１％以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが，０．０８％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し，靱性劣化の原因となるため，上限を０．０８％とした。
Ｐ：≦０．０１０％、Ｓ：≦０．００２％
Ｐ，Ｓはいずれも鋼中に不可避不純物として存在する。特に中心偏析部での偏析が著しい元素であり，母材の偏析部起因の靱性低下を抑制するために，それぞれ上限を０．０１０％，０．００２％とした。
Ｐ，Ｓはいずれも鋼中に不可避不純物として存在する。特に中心偏析部での偏析が著しい元素であり，母材の偏析部起因の靱性低下を抑制するために，それぞれ上限を０．０１０％，０．００２％とした。
Ｃｕ：≦０．８％，Ｃｒ：≦０．８％，Ｍｏ：≦０．８％
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏはいずれも焼入性向上元素として作用する。これらは多量のＭｎ添加の代替のため使用し、Ｍｎと同様の低温変態組織を得て母材・ＨＡＺの高強度化に寄与するが，高価な元素であり，かつそれぞれ０．８％以上添加しても高強度化の効果は飽和するため，上限を０．８％とした。
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏはいずれも焼入性向上元素として作用する。これらは多量のＭｎ添加の代替のため使用し、Ｍｎと同様の低温変態組織を得て母材・ＨＡＺの高強度化に寄与するが，高価な元素であり，かつそれぞれ０．８％以上添加しても高強度化の効果は飽和するため，上限を０．８％とした。
Ｎｉ：０．１〜３．０％
Ｎｉもまた，焼入性向上元素として作用するほか，添加しても靱性劣化を起こさない有用な元素である。この効果を得るために，０．１％以上の添加が必要であるが，高価な元素であるため，上限を３．０％とした。
Ｎｉもまた，焼入性向上元素として作用するほか，添加しても靱性劣化を起こさない有用な元素である。この効果を得るために，０．１％以上の添加が必要であるが，高価な元素であるため，上限を３．０％とした。
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂは炭化物を形成することで，特に２回以上の熱サイクルを受ける溶接熱影響部（ＨＡＺ）の焼戻し軟化を防止して，所望のＨＡＺ強度を得るために必要な元素である。
Ｎｂは炭化物を形成することで，特に２回以上の熱サイクルを受ける溶接熱影響部（ＨＡＺ）の焼戻し軟化を防止して，所望のＨＡＺ強度を得るために必要な元素である。
また，熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果もあり，特に細粒化のために有効な９５０℃までを未再結晶領域とするためには０．０１％以上の添加が必要である。一方，０．０８％を超えて添加すると，ＨＡＺの靱性を著しく損ねることから上限を０．０８％とする。
Ｖ：≦０．１％
ＶはＮｂとの複合添加により，多重溶接熱サイクル時に析出硬化し，ＨＡＺ軟化防止に寄与するが，０．１％を超えて添加すると析出硬化が著しくＨＡＺ靱性の劣化につながるため，上限を０．１％とする。
ＶはＮｂとの複合添加により，多重溶接熱サイクル時に析出硬化し，ＨＡＺ軟化防止に寄与するが，０．１％を超えて添加すると析出硬化が著しくＨＡＺ靱性の劣化につながるため，上限を０．１％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは窒化物を形成し，鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか，析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化抑制防止をすることで，母材，ＨＡＺの靱性向上に寄与する。
Ｔｉは窒化物を形成し，鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか，析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化抑制防止をすることで，母材，ＨＡＺの靱性向上に寄与する。
必要なピンニング効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であるが，０．０２５％を超えて添加すると炭化物を形成するようになり，その析出硬化で靱性が著しく劣化するため，上限を０．０２５％とした。
Ｂ：≦０．００３％
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し，フェライト変態を抑制することで，特にＨＡＺの強度低下防止に寄与する。しかし，０．００３％を超えて添加してもその効果は飽和するため，上限を０．００３％とした。
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し，フェライト変態を抑制することで，特にＨＡＺの強度低下防止に寄与する。しかし，０．００３％を超えて添加してもその効果は飽和するため，上限を０．００３％とした。
Ｃａ：≦０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，０．０１％を超えて添加すると，ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し，靱性を劣化させるので，上限を０．０１％とした。
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，０．０１％を超えて添加すると，ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し，靱性を劣化させるので，上限を０．０１％とした。
ＲＥＭ：≦０．０２％
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，高価な元素であり，かつ０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するため，上限を０．０２％とした。
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，高価な元素であり，かつ０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するため，上限を０．０２％とした。
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎは通常鋼中の不可避不純物として存在するが，前述の通りＴｉ添加を行うことで，オーステナイト粗大化を抑制するＴｉＮを形成する。必要とするピンニング効果をえるためには０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが，０．００６％を超える場合，溶接部，特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱されたＨＡＺでＴｉＮが分解した場合，固溶Ｎの悪影響が著しいため，上限を０．００６％とした。
Ｎは通常鋼中の不可避不純物として存在するが，前述の通りＴｉ添加を行うことで，オーステナイト粗大化を抑制するＴｉＮを形成する。必要とするピンニング効果をえるためには０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが，０．００６％を超える場合，溶接部，特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱されたＨＡＺでＴｉＮが分解した場合，固溶Ｎの悪影響が著しいため，上限を０．００６％とした。
ＰｃｍＢ≦０．２２
ＰｃｍＢは溶接割れ感受性組成として，ＨＡＺ部の低温割れ防止のための予熱温度と相関する。図１に，種々の化学組成を有する鋼を，種々の予熱温度を与えた後行った低温割れ試験によって得られたＨＡＺ部の低温割れ阻止予熱条件をＰｃｍＢ値で整理したものを示す。
ＰｃｍＢは溶接割れ感受性組成として，ＨＡＺ部の低温割れ防止のための予熱温度と相関する。図１に，種々の化学組成を有する鋼を，種々の予熱温度を与えた後行った低温割れ試験によって得られたＨＡＺ部の低温割れ阻止予熱条件をＰｃｍＢ値で整理したものを示す。
図より、円周溶接時の初層溶接において，予熱温度を７５℃まで許容する場合のＨＡＺ割れを防止するためにはＰｃｍＢ値を０．２２以下とすることが必要なため，上限を０．２２とした。なお，パイプライン敷設現場での作業性を考えると，パイプ予熱温度が低い方が望ましく，この観点からＰｃｍＢの好適範囲は０．２０以下となる。
次に、鋼板の製造方法の限定理由について説明する。
加熱温度：１０００〜１２００℃
熱間圧延を行うにあたり，完全にオーステナイト化するための下限温度が１０００℃である。一方，１２００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると，ＴｉＮピンニングを行っていても，オーステナイト粒成長が著しく，母材靱性が劣化するため，上限を１２００℃とした。
加熱温度：１０００〜１２００℃
熱間圧延を行うにあたり，完全にオーステナイト化するための下限温度が１０００℃である。一方，１２００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると，ＴｉＮピンニングを行っていても，オーステナイト粒成長が著しく，母材靱性が劣化するため，上限を１２００℃とした。
９５０℃以下での累積圧下量≧６７％
前述の通り，Ｎｂ添加によって９５０℃以下はオーステナイト未再結晶域である．この温度域にて累積で大圧下を行うことにより，オーステナイト粒が伸展し特に板厚方向では細粒となる。この状態で加速冷却して得られるベイナイト鋼の靱性は良好となる．圧下量が６７％未満では，細粒化効果は不十分でベイナイト鋼の靱性向上が得られないため，累積圧下量の下限を６７％とした。なお，著しく靱性向上を狙うための好適範囲は７５％以上である。
前述の通り，Ｎｂ添加によって９５０℃以下はオーステナイト未再結晶域である．この温度域にて累積で大圧下を行うことにより，オーステナイト粒が伸展し特に板厚方向では細粒となる。この状態で加速冷却して得られるベイナイト鋼の靱性は良好となる．圧下量が６７％未満では，細粒化効果は不十分でベイナイト鋼の靱性向上が得られないため，累積圧下量の下限を６７％とした。なお，著しく靱性向上を狙うための好適範囲は７５％以上である。
加速冷却の冷却開始温度≧６００℃
熱間圧延後，加速冷却を開始する温度が低いと，その空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成する。およそ６００℃以下まで冷却開始温度が低下すると，ミクロ組織の大部分がフェライトとなり，著しく強度が低下することから冷却開始は少なくとも６００℃以上から行うこととした。
熱間圧延後，加速冷却を開始する温度が低いと，その空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成する。およそ６００℃以下まで冷却開始温度が低下すると，ミクロ組織の大部分がフェライトとなり，著しく強度が低下することから冷却開始は少なくとも６００℃以上から行うこととした。
加速冷却の冷却速度：２０〜８０℃／ｓ
強度低下原因となるフェライト変態を抑制するために２０℃／ｓ以上で加速冷却を行う必要がある。一方，８０℃／ｓを超える冷却速度としたとき，特に鋼板表面近傍ではマルテンサイト変態が生じ，鋼板強度は上昇するものの，靱性劣化，特にシャルピー吸収エネルギー低下が著しいため，冷却速度の上限を８０℃／ｓとした。
強度低下原因となるフェライト変態を抑制するために２０℃／ｓ以上で加速冷却を行う必要がある。一方，８０℃／ｓを超える冷却速度としたとき，特に鋼板表面近傍ではマルテンサイト変態が生じ，鋼板強度は上昇するものの，靱性劣化，特にシャルピー吸収エネルギー低下が著しいため，冷却速度の上限を８０℃／ｓとした。
加速冷却の冷却停止温度：≦２５０℃
鋼板を高強度化する場合，ミクロ組織を加速冷却の停止温度を下げて，低温で変態するベイナイトやマルテンサイト組織化する必要がある。しかし，冷却停止温度が２５０℃を超える温度の場合，靱性が低い上部ベイナイト組織となるため，冷却停止温度は２５０℃以下とした。
鋼板を高強度化する場合，ミクロ組織を加速冷却の停止温度を下げて，低温で変態するベイナイトやマルテンサイト組織化する必要がある。しかし，冷却停止温度が２５０℃を超える温度の場合，靱性が低い上部ベイナイト組織となるため，冷却停止温度は２５０℃以下とした。
加速冷却で低温変態させて高強度化させた鋼板は，そのまま空冷させると鋼中の拡散性水素が残留し，切断割れを起こす。そこで，冷却停止後すみやかに再加熱を行う。再加熱までの時間が長いと，その間の空冷過程での温度低下によって水素が拡散しにくくなるため，３００秒以内、更に好ましくは１００秒以内で加熱開始することが望ましい。再加熱方法は，炉加熱，誘導加熱いずれでもかまわない。
再加熱時の昇温速度：≧５℃／ｓ
再加熱時の昇温速度が５℃／ｓ未満の場合，特に３００℃を超えるような温度まで加熱する途中でセメンタイトが生成，粗大化するため，ＤＷＴＴ特性の劣化が生じる。逆に，昇温速度をはやくすることでセメンタイトの粗大化を抑制することが可能であるため，再加熱時の昇温速度を５℃／ｓ以上とした。
再加熱時の昇温速度が５℃／ｓ未満の場合，特に３００℃を超えるような温度まで加熱する途中でセメンタイトが生成，粗大化するため，ＤＷＴＴ特性の劣化が生じる。逆に，昇温速度をはやくすることでセメンタイトの粗大化を抑制することが可能であるため，再加熱時の昇温速度を５℃／ｓ以上とした。
再加熱温度：３００℃〜４００℃
再加熱温度が３００℃未満の場合，十分水素が拡散せず，切断割れを防止することができないため，再加熱温度は３００℃以上とした。一方，４００℃を超える温度まで加熱すると，焼き戻しによる軟化で強度低下が著しいことから，上限を４００℃とした。
再加熱温度が３００℃未満の場合，十分水素が拡散せず，切断割れを防止することができないため，再加熱温度は３００℃以上とした。一方，４００℃を超える温度まで加熱すると，焼き戻しによる軟化で強度低下が著しいことから，上限を４００℃とした。
なお，鋼の製鋼方法については特に限定しないが，経済性の観点から，転炉法による製鋼プロセスと，連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい。
上記方法で製造された鋼板の鋼管への成形方法は特に限定はなく，従来から用いられているＵＯＥ成形，プレスベンド成形，ロール成形いずれも使用可能である。
次に，溶接金属の添加元素の限定理由を説明する。
Ｃ：０．０５〜０．０９％
溶接金属においてもＣは鋼の強化元素として重要な元素である。特に，継手部のオーバーマッチングを達成するため，溶接金属部においても引張強度≧８００ＭＰａとする必要があり，この強度を得るために０．０５％以上含有している必要がある。一方，０．０９％を超えていると，溶接金属の高温割れが発生しやすくなるため，上限を０．０９％とした。
Ｃ：０．０５〜０．０９％
溶接金属においてもＣは鋼の強化元素として重要な元素である。特に，継手部のオーバーマッチングを達成するため，溶接金属部においても引張強度≧８００ＭＰａとする必要があり，この強度を得るために０．０５％以上含有している必要がある。一方，０．０９％を超えていると，溶接金属の高温割れが発生しやすくなるため，上限を０．０９％とした。
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｓｉは溶接金属の脱酸ならびに良好な作業性を確保するために必要で，０．１％未満では十分な脱酸効果が得られず，一方０．４％を超えると，溶接作業性の劣化を引き起こすため，上限を０．４％とした。
Ｓｉは溶接金属の脱酸ならびに良好な作業性を確保するために必要で，０．１％未満では十分な脱酸効果が得られず，一方０．４％を超えると，溶接作業性の劣化を引き起こすため，上限を０．４％とした。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは溶接金属の高強度化に重要な元素である。特に，引張強度≧８００ＭＰａの高強度は，従来のアシキュラフェライト組織化では達成不可能であり，多量のＭｎを含有させベイナイト組織とすることで可能となる。この効果を得るためには１．０％以上含有させる必要があるが，２．０％を超えると溶接性が劣化するため，上限を２．０％とした。
Ｍｎは溶接金属の高強度化に重要な元素である。特に，引張強度≧８００ＭＰａの高強度は，従来のアシキュラフェライト組織化では達成不可能であり，多量のＭｎを含有させベイナイト組織とすることで可能となる。この効果を得るためには１．０％以上含有させる必要があるが，２．０％を超えると溶接性が劣化するため，上限を２．０％とした。
Ａｌ：≦０．０１５％
Ａｌは脱酸元素として作用するが，溶接金属部においてはむしろＴｉによる脱酸による靱性改善効果が大きく，かつＡｌ酸化物系の介在物が多くなると溶接金属シャルピーの吸収エネルギーの低下が起こるため，積極的には添加せず，その上限を０．０１５％とする。
Ａｌは脱酸元素として作用するが，溶接金属部においてはむしろＴｉによる脱酸による靱性改善効果が大きく，かつＡｌ酸化物系の介在物が多くなると溶接金属シャルピーの吸収エネルギーの低下が起こるため，積極的には添加せず，その上限を０．０１５％とする。
Ｃｕ：≦０．５％、Ｎｉ：≦３．０％、Ｃｒ：≦１．０％、Ｍｏ：≦１．０％
母材と同じくＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは溶接金属においても焼入性を向上させるので，ベイナイト組織化のために含有させる。但し，その量が多くなると溶接ワイヤへの合金元素添加量が多大となり，ワイヤ強度が著しく上昇する結果，溶接時のワイヤ送給性に障害が生じるためそれぞれ上限を，０．５％，３．０％，１．０％，１．０％とした。
母材と同じくＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは溶接金属においても焼入性を向上させるので，ベイナイト組織化のために含有させる。但し，その量が多くなると溶接ワイヤへの合金元素添加量が多大となり，ワイヤ強度が著しく上昇する結果，溶接時のワイヤ送給性に障害が生じるためそれぞれ上限を，０．５％，３．０％，１．０％，１．０％とした。
Ｖ：≦０．１％
適量のＶ添加は靱性・溶接性を劣化させずに強度を高めることから有効な元素であるが，０．１０％を超えると溶接金属の再熱部の靱性が著しく劣化するため，上限を０．１％とした。
適量のＶ添加は靱性・溶接性を劣化させずに強度を高めることから有効な元素であるが，０．１０％を超えると溶接金属の再熱部の靱性が著しく劣化するため，上限を０．１％とした。
Ｔｉ：０．００３〜０．１０％
Ｔｉは溶接金属中では脱酸元素として働き，溶接金属中の酸素の低減に有効である．この効果を得るためには０．００３％以上の含有が必要であるが，０．１０％を超えた場合，余剰となったＴｉが炭化物を形成し，溶接金属の靱性を劣化させるため，上限を０．０３％とした。
Ｔｉは溶接金属中では脱酸元素として働き，溶接金属中の酸素の低減に有効である．この効果を得るためには０．００３％以上の含有が必要であるが，０．１０％を超えた場合，余剰となったＴｉが炭化物を形成し，溶接金属の靱性を劣化させるため，上限を０．０３％とした。
Ｂ：≦０．００３０％
強度グレードの低いラインパイプ用溶接管においては，ミクロ組織をアシキュラフェライト化するために，Ｂ添加が有効であるが，引張り強さ８００ＭＰａ以上の高強度化のため，ベイナイト組織とする場合，溶接金属中のＢ量が０．００３０％を超えると靱性の低いマルテンサイト組織が生成するため，上限を０．００３０％とした。
強度グレードの低いラインパイプ用溶接管においては，ミクロ組織をアシキュラフェライト化するために，Ｂ添加が有効であるが，引張り強さ８００ＭＰａ以上の高強度化のため，ベイナイト組織とする場合，溶接金属中のＢ量が０．００３０％を超えると靱性の低いマルテンサイト組織が生成するため，上限を０．００３０％とした。
Ｏ：≦０．０３％
溶接金属中の酸素量の低減は靱性改善効果があり，特に０．０３％以下とすることで著しく改善されるため，上限を０．０３％とした。
溶接金属中の酸素量の低減は靱性改善効果があり，特に０．０３％以下とすることで著しく改善されるため，上限を０．０３％とした。
Ｎ：≦０．００８％
溶接金属中の固溶Ｎの低減もまた靱性改善効果があり，特に０．００８％以下とすることで著しく改善されるため，上限を０．００８％とした。
溶接金属中の固溶Ｎの低減もまた靱性改善効果があり，特に０．００８％以下とすることで著しく改善されるため，上限を０．００８％とした。
ＰｃｍＷ≦０．２
ＰｃｍＷは溶接金属の溶接性の指標であり，パイプのシーム溶接部がパイプ同士の円周溶接を行ったときに受ける熱影響を受けた後の硬さ（以後、Ｔ−クロス硬さ）と良い相関を有する。
ＰｃｍＷは溶接金属の溶接性の指標であり，パイプのシーム溶接部がパイプ同士の円周溶接を行ったときに受ける熱影響を受けた後の硬さ（以後、Ｔ−クロス硬さ）と良い相関を有する。
図３はＴ−クロス部１を示し、２は円周溶接、３は縦シーム溶接、３１は縦シーム溶接３の外面側、３２は縦シーム溶接３の内面側、４はＴ−クロス硬さを求める硬さ試験の測定位置で、Ｔ−クロス硬さは円周溶接２のボンド部よりＨＡＺ側２ｍｍの位置で板厚方向に硬さ試験を行い、得られた硬さ分布の最高硬さと定義する。
図２はＴ−クロス硬さとＰｃｍＷの関係を示し、ＰｃｍＷが大きく，Ｔ−クロス硬さが高くなると，円周溶接時にパイプシーム溶接部で低温割れが発生しやすくなることから，割れ発生防止の目安であるビッカース硬さ３００ポイント以下を満足させるため，溶接金属のＰｃｍＷ値の上限を０．２とした。
表１に示す化学組成の鋼（Ａ〜Ｋ）を用い，表２に示す熱間圧延・加速冷却，再加熱条件で鋼板Ｎｏ．１〜１５を作製した。なお，再加熱には，加速冷却設備と同一ライン場に設置した誘導加熱型の加熱装置を用いて行った。
まず，それぞれの鋼板をせん断機により２０箇所切断し，その後，鋼板切断面を磁粉探傷により調査し，切断割れが認められた切断端面の数を求めた。ここで，１つの端面内に複数の割れが確認できた場合でも，端面としては１つなので，切断割れの発生数は１とした。そして，全ての切断箇所において，切断割れが認められない場合，（切断割れ発生数０）を良好とした。
次に，それぞれの鋼板より，ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片およびＤＷＴＴ試験片を，板厚中央位置からＪＩＳ Ｚ２２０２（１９８０）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し，鋼板の引張試験，ＤＷＴＴ試験（−３０℃）およびシャルピー衝撃試験（−３０℃）を実施して，強度と靱性を評価した。
また，表３に示す溶接方法で，主として溶接ワイヤおよび溶接方法を種々変更して鋼板の突き合わせ溶接を行い，溶接継手を作製した．それぞれの継手の溶接金属部より，分析試料を採取し化学分析を行った．分析結果を併せて表３に示す。
また，ＡＰＩ−５Ｌに準拠した継手引張試験片（余盛付）と，溶接金属，およびＨＡＺにノッチが当たる位置でＪＩＳ Ｚ２２０２のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し，溶接継手の引張試験およびのシャルピー衝撃試験（−２０℃）を実施して，溶接部の強度と靱性を評価した。
さらに，ＪＩＳ Ｚ ３１５８に従い，ｙ形溶接割れ試験を実施した。試験環境は，気温３０℃で湿度８０％にコントロールした。この環境下に１時間放置した１００ｋｇｆ級高張力鋼用の手溶接棒を用い，予熱温度７５℃とした試験体に試験ビードを溶接した。溶接割れ感受性は，試験ビードと直交する断面の観察結果で得られた断面割れ率で評価した。
また，溶接継手と直交するようにガスアーク溶接を実施し，作製した試験体でＴ−クロス硬さ試験を行った。
また，溶接継手と直交するようにガスアーク溶接を実施し，作製した試験体でＴ−クロス硬さ試験を行った。
表４に、母材の強度・靱性調査結果，溶接継手部の強度・靱性調査結果，および溶接割れ感受性の評価，Ｔ−クロス硬さ結果をまとめて示す。
本発明に適合する鋼はいずれも板切断実験で割れ発生せず，８００ＭＰａを超える母材引張強度を有し，かつ２００Ｊを超える高いシャルピー吸収エネルギーおよび８５％を超えるＤＷＴＴ延性破面率を満足した。
さらに，継手強度も母材と同等以上の値を示し，溶接金属およびＨＡＺシャルピー吸収エネルギーも１００Ｊを超える高い値となった。また，ｙ形溶接割れ試験およびＴ−クロス試験において優れた溶接性を示した。
一方，シーム溶接を従来通り内外面ともＳＡＷ１層溶接とした比較例２−２は，溶接入熱が高くＨＡＺが軟化し継手引張時にＨＡＺ破断してしまい継手強度が母材を下回った．
レーザー・アークハイブリッド溶接時のガスアークトーチのシールドガスをＣＯ２ガスとし，溶接金属の酸素量が上限を超えた比較例２−３は，溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが著しく低下した。
レーザー・アークハイブリッド溶接時のガスアークトーチのシールドガスをＣＯ２ガスとし，溶接金属の酸素量が上限を超えた比較例２−３は，溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが著しく低下した。
また，レーザートーチのシールドガスをＡｒとＣＯ２の混合ガスとした比較例２−４は，溶接金属中にブローホールと考えられる欠陥が残存していたため，継手引張時に溶接金属で破断したほか，シャルピー吸収エネルギーが低下した。
溶接金属のＰｃｍＷ値が上限を超えた比較例５−２は溶接継手強度，靱性は良好であったが，Ｔ−クロス硬さが３００ポイントを超えた。
板圧延，加速冷却後に再加熱を実施しなかった比較例９は，板切断実験で割れが発生した。また，圧延時の未再結晶域累積圧下量が下限を下回った比較例１０は，母材シャルピーおよびＤＷＴＴ特性が低下した。さらに，冷却停止温度が上限を超えた比較例１１は，目標とする８００ＭＰａ以上の強度を達成できなかった。
また，母材Ｃ量が上限を超えた比較例１２は，母材シャルピー値，溶接金属シャルピー値，ＨＡＺシャルピー値が劣化し，さらに，ｙ形溶接割れ試験において，低温割れが発生した。
ＰｃｍＢ値が上限を超えた比較例１３およびＭｎ量が上限を超えた比較例１５も同様に低温割れが発生した。一方，母材Ｓｉ量が上限を超えた比較例１４は母材シャルピーおよびＤＷＴＴが劣化した。
１ Ｔ−クロス部
２ 円周溶接
３ 縦シーム溶接
３１ 縦シーム溶接の外面側
３２ 縦シーム溶接の内面側
４ Ｔ−クロス硬さを求める硬さ試験の測定位置
５ ハイブリッド溶接
６ レーザトーチ
７ ガスアーク溶接トーチ
８ 溶融池
９ ビード
２ 円周溶接
３ 縦シーム溶接
３１ 縦シーム溶接の外面側
３２ 縦シーム溶接の内面側
４ Ｔ−クロス硬さを求める硬さ試験の測定位置
５ ハイブリッド溶接
６ レーザトーチ
７ ガスアーク溶接トーチ
８ 溶融池
９ ビード
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｐ≦０．０１０、Ｓ≦０．００２
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕ：≦０．８％
Ｎｉ：０．０１〜３．０％
Ｃｒ：≦０．８％
Ｍｏ：≦０．８％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｖ：≦０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｂ：≦０．００３％
Ｃａ：≦０．０１％
ＲＥＭ：≦０．０２％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
ＰｃｍＢ≦０．２２
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、
１０００〜１２００℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧６７％となる熱間圧延を行い、圧延終了後６００℃以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃／ｓで冷却を開始し、２５０℃以下の温度域で冷却停止後、ただちに５℃／ｓ以上の昇温速度で３００℃以上４００℃以下の温度に再加熱して得られた脆性亀裂伝播停止特性に優れた引張強度８００ＭＰａ以上の鋼板を冷間加工で管状に成形した後、突合せ部を、ＣＯ２ガスシールドを用いたレーザーとＡｒ−ＣＯ２ガスシールドを用いたガスシールドアーク溶接を組合わせたハイブリッド溶接法によって溶融池が１プールとなる溶接を行い、その溶着金属の化学成分が、
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．０９％
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ａｌ：≦０．０１５％
Ｃｕ：≦０．５％
Ｎｉ：≦３．０％
Ｃｒ：≦１．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｖ：≦０．１％
Ｔｉ：０．００３〜０．１０％
Ｂ：≦０．００３０％
Ｏ：≦０．０３％
Ｎ：≦０．００８％
ＰｃｍＷ≦０．２
残部Ｆｅおよび不可避的不純物で、
縦シーム溶接部の継手引張強度が母材引張強度以上であることを特徴とする超高強度溶接鋼管の製造方法。
但し、ＰｃｍＢ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５＊Ｂ
ＰｃｍＷ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍ
ｏ／１５＋Ｖ／１０＋６０＊Ｂ−１２＊Ｎ−４＊Ｏ
で、ＰｃｍＢ、ＰｃｍＷにおいて各元素は含有量（質量％）を示す。 - 前記突合せ部の内外面を前記ハイブリッド溶接で溶接することを特徴とする請求項１記載の超高強度溶接鋼管の製造方法。
- 前記突合せ部の内面を前記ハイブリッド溶接で溶接し、外面をサブマージアーク溶接で
溶接することを特徴とする請求項１記載の超高強度溶接鋼管の製造方法。
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