JP5853456B2 - Ｓｒ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ｈｉｃ溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents

Description

湿潤硫化水素環境下にある石油精製設備などのプラント配管などに使用される溶接鋼管およびその製造方法に関し、特にＳＲ、ＰＷＨＴ後の溶接金属靱性と耐サワー性能および低降伏比を両立した３５０〜５５０ＭＰａ級溶接鋼管およびその製造方法に関する。

原油の品質は年々低下し、硫化水素濃度が高くなってきている。そのため、石油精製設備のプラント配管にも湿潤硫化水素腐食応力下に対する抵抗力、すなわち優れた耐水素誘起割れ（ＨＩＣ）性および耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性（これら両者を合せて耐サワー性という）が求められている。また、前記プラント配管は様々な形状の鋼管を様々な継手作製方法によりとりつけて使用するため、その中の一部の鋼管のみが高降伏比であるとその周囲の鋼管や継手部に応力集中が生じやすくなり、そのような部位に検査でみつけることのできなかった欠陥が存在すると、その部位より破壊が発生する可能性がある。

よって、プラント配管では周囲の部材との強度的不均質を低減するために、降伏比が９０％以下の溶接鋼管を用いることが一般的である。また、プラント配管として用いられる溶接鋼管は、一般に造管によって発生した残留応力を低減するために応力除去焼鈍（ＳＲ）が行われ、前記周囲部材との溶接後にも溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）と称する溶接部への局部的なＳＲが行われる。従って、このような熱処理を受けた後の特性、とりわけ降伏比と溶接部靱性を確保することが重要となる。

耐サワー性能の確保のための検討は、主にラインパイプ分野で数多くなされており、ＨＩＣ特性の改善のためには、低Ｃ化による第２相組織の生成量低減、低Ｍｎ−低Ｓ化による伸長ＭｎＳの低減、低Ｍｎ−低Ｐ化による中心偏析の低減、Ｃａ添加量の最適化によるＭｎＳの球状化およびＣａクラスタの生成抑制などの手法が一般的に用いられる。一方、ＳＳＣ特性の改善のためには、母材、ＨＡＺ、溶接金属の表層硬さを低減することが有効とされ、合金元素の低減による焼入性の低下や加速冷却や焼入条件の最適化、焼戻による表層硬さの低減などが一般的に行われる。

一方で、圧力容器やフィッティング部材などプラント配管と同じく応力除去焼鈍を行うプラント設備用厚鋼板および溶接鋼管分野においても様々な検討が行われている。

例えば、特許文献１および２では母材強度の低下を少なくしつつ、ＨＡＺ硬さを効果的に低減する成分系として低Ｃ−Ｂフリー系を選択し、またＮｂを添加し制御圧延後ただちに加速冷却もしくは、直接焼入＋焼戻を行うことによって、析出強化により強度の不足を補う方法が開示されている。

また、特許文献３および４では、制御圧延で組織を均一微細化させた厚鋼板に焼準を行うことによって、耐サワー性能と熱間加工性を両立させる方法が開示されている。また、特許文献５では、Ｂ添加鋼の圧延加熱温度を最適化することによって焼入焼戻処理後の表層硬さを低減することにより、耐ＳＳＣ特性を向上させる方法が開示されている。

また、特許文献６では、熱間成形工程を経るフィッティング部材の製造に関して、曲げ加工直後に焼入れを行うことにより均一なベイナイト組織を得て、耐ＨＩＣ性能および耐ＳＳＣ性能を向上させる方法が開示されている。また、圧力容器用鋼板の溶接部特性に関して特許文献７および特許文献８では、溶接金属の化学成分を最適化することにより硬さの上昇を抑え溶接部の耐ＳＳＣ特性を確保する方法が開示されている。

特開平２−８３２２号公報 特開平２−２６３９１８号公報 特開平８−２８３８３９号公報 特開平８−２８３８４０号公報 特開昭５９−７４２１９号公報 特開平７−８７２２５号公報 特開平４−１２０２４０号公報 特開平５−２００５８３号公報

しかしながら、特許文献１および２で開示されている直接焼入やＴＭＣＰによって作製される厚鋼板は熱間加工を行った際に、圧延により微細化させた組織が再変態してしまうため、熱間加工後に熱処理を行っても、当初得られていた強度−靱性バランスが得られないという問題がある。

特許文献３および４では、焼準処理により全厚に渡って微細均一組織にすることで耐ＨＩＣ性能と熱間加工性能を両立しているが、強度の確保がし難い製造方法であり、強度確保のためには多量の合金添加を必要とし、コストの増大を招くばかりでなく、ＨＡＺ硬さの増大により耐ＳＳＣ性能の劣化が問題となる。

特許文献５では母材の表層硬さを効果的に低減することができるが、最適とするＣ量が高くまたＢ添加を必須としているため、この範囲ではＨＡＺ硬さを低減することが困難であり、ＨＡＺを起点としたＳＳＣの発生をさけることができない。

特許文献６では焼入焼戻プロセスを採用することにより耐ＨＩＣ性能および耐ＳＳＣ性能を向上させているが、降伏比や溶接部の靱性との両立をするための方法が開示されていない。また、特許文献７および８では、母材だけでなく溶接部も含めた耐サワー性能を確保するための方法が開示されているが、これらについても降伏比や溶接部の靱性との両立を図る方法が開示されていない。

一方で、降伏比の低い厚鋼板および溶接鋼管は主に建築分野やラインパイプ分野を対象とした検討が多く開示されているが、これらの検討では耐サワー性能を両立させるための手段はほとんど開示されておらず、応力除去焼鈍後の溶接金属部靱性の確保まで同時に検討した事例は皆無である。

このように、これまでの発明では、応力除去焼鈍後の溶接部靱性と耐サワー性能とを低下させることなく降伏比の低い溶接鋼管を製造することは困難であった。

そこで、本発明では、応力除去焼鈍後の溶接部靱性と耐サワー性能とを低下させることなく、降伏比が低い溶接鋼管およびその製造方法を提供することを目標とする。

発明者らは、熱間加工性に優れるとされる焼準および焼入焼戻処理を行う厚鋼板を対象に、前記の課題を解決するために鋼材の化学成分、製造方法および組織形態について鋭意検討し、以下の知見を得た。

まず、優れた耐ＨＩＣ性能を得るためには、従来からいわれているように、低Ｃ−低Ｍｎ−低Ｓ−低Ｐ−Ｃａ添加量の最適化を行うことが有効であると確認した。とくに、Ｃａの最適添加量については、式（３）で規定されるＡＣＲを１．０〜４．０に制御することにより伸長ＭｎＳの球状化による板厚中央部（以下１／２ｔと呼ぶ）でのＨＩＣ割れおよびＣａクラスタの生成による板厚１／４部（以下１／４ｔと呼ぶ）でのＨＩＣ割れを抑制することができることが分かった。

また、伸長ＭｎＳがほとんどなくなった場合においても、１／２ｔでは中心偏析部の硬さが高い場合にＮｂＣなどの微細析出物や気包などの欠陥を起点にＨＩＣ割れが発生することがわかった。

本発明では、中心偏析部の硬さに及ぼす成分の影響を合理的に評価する指標として、式（２）で規定されるＰＨＩＣを用いることで、中心偏析に起因する１／２ｔのＨＩＣ割れに及ぼす合金成分の影響を評価することを可能にした。ＰＨＩＣが大きくなるほど中心偏析部の硬さが増大し、割れが発生しやすくなり、例えばラインパイプ用Ｘ６５溶接鋼管をＴＭＣＰで作製した場合、ＮＡＣＥサワー条件でＨＩＣ割れの発生を十分に抑えようとした場合、ＰＨＩＣを０．９５以下にする必要があった。

一方、焼入焼戻処理を行うことにより、（１）等軸組織化によるＨＩＣ割れの伝播抑制、（２）焼戻処理による中心偏析部の硬さ低減、を行うことができ、ＰＨＩＣの上限値が大きくなることがわかった。また、焼入焼戻処理は、焼準処理に比べて低成分で母材強度を確保することができるため、ＨＡＺ硬さを低減でき、耐ＳＳＣ特性に優れていることが分かった。また、耐ＳＳＣ特性を確保するためにＨＡＺ硬さを低減する必要があるが、これに対する成分の影響としては、従来からいわれているように低Ｃ−Ｂフリー化が望ましいことをあらためて確認した。

一方、焼入焼戻鋼の降伏比は、Ｃを低減するほど高くなることが知られており、耐サワー性能との両立が困難とされている。そこで、本発明では、焼入焼戻によって得られた組織の形態と降伏比の関係を調査した。その結果、主体とする組織がポリゴナルフェライトもしくは擬似ポリゴナルフェライトであり、その粒間に硬質第２相を含むような組織形態の場合に降伏比が低く、ポリゴナルフェライトもしくは擬似ポリゴナルフェライトの平均粒径が大きいほど、硬質第２相の分率が大きいほど、より降伏比が小さくなることがわかった。また、耐ＨＩＣ性能との両立のためには、両組織を等軸組織にすることが重要で、平均アスペクト比を２以下にすることで、両特性を両立できることがわかった。

以上のような鋼材成分、厚鋼板製造条件の制約のもとで、応力除去焼鈍後の溶接部靱性を確保する方法を検討した。その結果、溶接金属部の靱性は溶接金属に含まれるＯ量および析出脆化を助長する元素であるＮｂ、Ｖ、Ｔｉに大きく影響されることがわかった。特に、Ｏ量の影響は大きく、高塩基性フラックスや焼成型フラックスを適用することによりＯ量を０．０３５％以下にし、これによって靱性が大幅に向上することがわかった。

また、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉについては、Ｎｂによる靱性劣化の程度が大きく、その脆化への寄与は、Ｎｂ＝Ｖ／２＝Ｔｉ／２と整理できた。また、Ｔｉについては、溶接金属に含まれる全Ｔｉ量ではなく、酸化物や窒化物として消費されたＴｉ量を除くＴｉがＴｉＣとして析出することで靱性劣化に寄与することがわかった。従って、母材に含まれるＮｂ、Ｖ量を低減すること、Ｎｂ、Ｖを含まないワイヤを使用すること、および母材からのＮｂ、Ｖの稀釈を減らし、さらに溶接金属に含まれるＡｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｏを適正に制御することによって、溶接金属へのＮｂ、Ｖあるいは析出脆化に関与するＴｉの侵入を防ぐことができ、これによって、靱性が大幅に向上することがわかった。

本発明は、上記した知見にさらに検討を加えたもので、その要旨は以下の通りである。

第一の発明は、厚鋼板からなる母材を管状に成形してそのシーム部を、サブマージアーク溶接により接合して製造される溶接鋼管であって、該溶接鋼管の母材は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．０８％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００３％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、さらにＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０２５％以下、Ｖ：０．０５０％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、式（１）で規定されるＣｅｑを０．２８以上、式（２）で規定されるＰＨＩＣを１．００以下、式（３）で規定されるＡＣＲを１．０〜４．０とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、前記母材の管厚中央部の組織は、平均粒径１０〜４０μｍかつ平均アスペクト比２．０以下のポリゴナルフェライトおよび擬似ポリゴナルフェライトを８０〜９５体積％含み、さらに平均アスペクト比２．０以下のベイナイト、パーライト、島状マルテンサイトおよびセメンタイトからなる硬質第２相を５〜２０体積％含み、また、前記溶接鋼管の溶接金属部は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃａ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｏ：０．０３５％以下を含有し、さらにＣｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．０２５％以下、Ｖ：０．０５０％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、式（４）で規定されるＰｃｍが０．１２以上で、式（５）で規定されるＰＳＲが０．０２５以下であることを特徴とするＳＲ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ＨＩＣ溶接鋼管である。

第二の発明は、第一の発明に記載の溶接鋼管の母材の成分組成を有する鋼片を加熱し熱間圧延した後、室温からＡｃ_３点以上の温度まで加熱、保持した後、８００〜５００℃の温度域を冷却速度１〜２５℃／ｓで水冷し、再び室温から５５０℃〜Ａｃ_１点の温度に加熱、保持した後に空冷して作製した厚鋼板を、管状に成形してそのシーム部を、サブマージアーク溶接により接合することにより、第一の発明に記載の成分組成から成る溶接金属部を有する溶接鋼管とすることを特徴とするＳＲ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ＨＩＣ溶接鋼管の製造方法である。

第三の発明は、前記サブマージアーク溶接を、Ｎｂ：０．００５質量％以下、Ｖ：０．００５質量％以下を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるワイヤと、高塩基性溶融型フラックスまたは焼成型フラックスを用いて行うことを特徴とする第二の発明に記載のＳＲ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ＨＩＣ溶接鋼管の製造方法である。

第四の発明は、前記母材のＮｂおよび／またはＶ含有量と母材希釈率Ａとから式（６）で規定されるＷＳＲが、０．０２５以下であることを特徴とする、第二または第三の発明に記載のＳＲ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ＨＩＣ溶接鋼管の製造方法である。

本発明により、耐サワー性能と低降伏比および応力除去焼鈍後の溶接部靱性を両立した３５０〜５５０ＭＰａ級溶接鋼管の製造が可能となるので、湿潤硫化水素腐食環境下にある石油精製設備のプラント配管などに適用できる。

以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。

１．本発明に係る耐サワー性能に優れた低降伏比溶接鋼管の母材成分組成、組織形態、製造方法について述べる。

１．１母材の成分組成について
以下の説明において成分％は全て質量％を意味する。

Ｃ：０．０３％以上０．０８％未満
Ｃは、焼入処理時の焼入性を高め母材強度を高めるのに最も有効な元素である。Ｃが０．０３％未満では十分な強度を確保できず、０．０８％以上では第２相組織の分率や硬さが上昇しＨＩＣ性能が劣化する。また、ＨＡＺ硬さも上昇するため、Ｃ量は０．０３％以上０．０８％未満の範囲とする。好ましくは、０．０３％以上０．０５％未満の範囲である。

Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは脱酸のために添加するが、Ｓｉを０．５％を超えて添加すると靱性や溶接性が劣化するため、Ｓｉ量は０．５％以下とする。好ましくは０．３％以下である。

Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは母材の強度、靱性の向上のために添加するが、０．５％未満では効果が十分でなく、１．５％を超えて添加すると中心偏析部の硬さの上昇やＭｎＳの生成に起因してＨＩＣ性能が劣化するため、Ｍｎ量は０．５〜１．５％の範囲とする。好ましくは、１．０〜１．４％の範囲である。

Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは不可避的不純物であり、中心偏析部の硬さを顕著に上昇させ、その結果ＨＩＣ性能を劣化させる。この傾向は０．０１０％を超えると顕著になるため、Ｐ量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００８％以下である。

Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは鋼中においては一般にＭｎＳ系介在物となるが、Ｃａ添加によりＭｎＳから球状のＣａ（Ｏ、Ｓ）系介在物に形態制御される。しかしながら、Ｓ量が多いとＣａ（Ｏ、Ｓ）系介在物の総量が増加し、ＨＩＣ割れの起点となるため、Ｓ量は０．００３０％以下とする。好ましくは、０．００１０％以下である。

Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは脱酸剤として添加され、酸化物を固定するために０．００５％以上の添加を必要とするが、０．０５０％を超えると清浄度が低下して延性が低下するため、Ａｌ量は、０．００５〜０．０５０％の範囲とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
ＴｉはＴｉＮを形成して焼入前の加熱保持中のγ粒の粗大化を抑制して、母材靱性を確保するために必須の元素である。また、ＴｉＮは高温でも安定であるため溶接を行った際に形成されるＣＧＨＡＺを微細化し、靱性の向上とＨＡＺ硬さの低減が実現される。これらの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％を超える添加によりＴｉＮが粗大化しピンニング力が飽和し、また、熱間加工やＳＲなどの処理中にＴｉＣとして析出し靱性を劣化させるため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２５％の範囲とする。好ましくは、０．００５〜０．０１５％の範囲である。

Ｂ：０．０００３％以下
Ｂは、耐ＳＳＣ性に有害な元素であり、本発明においてはＢの混入を極力抑えるため製鋼原料を吟味して、０．０００３％以下とする。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御して、延性の改善と耐ＨＩＣ性能の向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果は小さく、０．００５０％を超える添加ではＣａクラスタの生成によりＨＩＣ割れの発生起点や変形時の延性き裂の発生起点となるため、Ｃａ量は０．０００５〜０．００５０％の範囲とする。

Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、ＡｌやＣａなどと酸化物を形成し鋼中に不可避的介在物として存在する。Ｏが０．００３０％を超えるほどの酸化物が生成すると、ＨＩＣの割れの発生起点や延性き裂の発生起点となるため、Ｏ量は０．００３０％以下とする。

以上が本発明の基本成分であるが、所望の強度、靭性を得るために以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。

Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、靱性の改善と強度の上昇のために有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化するため、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ量は０．５％以下とすることが好ましい。

Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは、靱性の改善と強度の上昇のために有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化するため、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ量は０．５％以下とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、焼入性を高め、また焼戻軟化抵抗を向上させて焼戻後の強度低下を小さくする両方の効果から、焼入焼戻処理鋼の強度確保のために有効な元素であるが、０．５％を超える添加により溶接性が劣化するため、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒ量は０．５％以下とすることが好ましい。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは焼入性を高め、また焼戻軟化抵抗を向上させて焼戻後の強度低下を小さくする両方の効果を有しており、その効果はＣｒよりも大きく、焼入焼戻処理鋼の強度確保のためには最も有効な元素であるが、０．５％を超える添加により溶接性が劣化するため、Ｍｏを添加する場合は、Ｍｏ量は０．５％以下とすることが好ましい。

Ｎｂ：０．０２５％以下
Ｎｂは焼入性を高める効果及び焼戻処理時のＮｂＣの析出の両方の効果により、強度上昇に有効であるが、添加量が大きくなるほど溶接金属への稀釈量が大きくなり応力除去焼鈍後の靱性が劣化する。０．０２５％を超える添加量とするとＶなど他の析出系元素を含まない場合においても、優れた応力除去焼鈍後の溶接部靱性が得られないため、Ｎｂを添加する場合は、Ｎｂ量は０．０２５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０％未満である。

Ｖ：０．０５０％以下
Ｖは焼入性を高める効果及び焼戻処理時のＶＣの析出の両方の効果により、強度上昇に有効であるが、Ｎｂと同じく添加量が大きくなるほど溶接金属への稀釈量が大きくなり、応力除去焼鈍後の靱性が劣化する。０．０５０％を超える添加量とするとＮｂなど他の析出系元素を含まない場合においても、優れた応力除去焼鈍後の溶接部靱性が得られないため、Ｖを添加する場合は、Ｖ量は０．０５０％以下とすることが好ましい。

本発明では、さらに、式（１）〜（３）に規定するＣｅｑ、ＰＨＩＣ、ＡＣＲの範囲を定める。

Ｃｅｑ：０．２８以上
Ｃｅｑは値が高いほど焼入性が高まり高強度が得られる。本発明で対象とする３５０〜５５０ＭＰａ級の強度を得るためにＣｅｑは０．２８以上とする。

ＰＨＩＣ：１．００以下
ＰＨＩＣは各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために考案された式であり、ＰＨＩＣが高いほど中心偏析部の濃度が高くなり、中心偏析部硬度が上昇する。本発明では焼戻処理を行うことにより中心偏析部硬さの低減を図っているが、ＰＨＩＣが１．００を超えると中心偏析部の硬化に起因したＨＩＣ割れが発生するため、ＰＨＩＣは１．００以下とする。

ＡＣＲ：１．０〜４．０
ＣａはＯとの親和性が高く、まずＣａＯを生成し、残ったＣａがＳと結合しＣａＳを形成する。ＡＣＲはこれらの鋼中のＯとＳとＣａの存在形態を表す指標であり、ＡＣＲが１．０未満の場合は、Ｃａに対して、ＯとＳが過剰に存在するため、ＳがＭｎＳとなり１／２ｔのＨＩＣ割れを助長する。一方、４．０を超えると過剰に添加されたＣａがクラスタ状になり１／４ｔのＨＩＣ割れを助長する、よって、ＡＣＲは１．０〜４．０の範囲とする。好ましくは、１．５〜３．５の範囲である。

１．２母材の金属組織について
本発明では、溶接鋼管母材の管厚中央部（１／２ｔ）での金属組織の分率、粒径、アスペクト比を規定する。

ポリゴナルフェライトおよび擬似ポリゴナルフェライトの平均粒径：１０〜４０μｍ
本発明の溶接鋼管母材の主体組織であるポリゴナルフェライトおよび擬似ポリゴナルフェライトの平均粒径を１０〜４０μｍに規定する。これらの軟質フェライトの粒径が大きいほど降伏比は低下するが、平均粒径が４０μｍを超えると靱性が劣化するため、１０〜４０μｍとする。より好ましくは、１０〜３０μｍである。なお、ポリゴナルフェライトは塊状のフェライトのことで、ナイタールエッチングした際に光学顕微鏡で白く観察される組織のことである。一方、擬似ポリゴナルフェライトはポリゴナルフェライトにくらべてやや角ばった形状をしており、ポリゴナルフェライトよりもやや焼きの入った組織のことをさす。なお、両組織とも粒内にラス状の炭化物を含まないことも組織の判別基準として挙げられる。

ポリゴナルフェライトおよび擬似ポリゴナルフェライトの体積分率：８０〜９５体積％
ポリゴナルフェライトと擬似ポリゴナルフェライトが９５体積％を超えると強度確保が困難な上、降伏比が高くなるため、上限を９５体積％とする。また、８０体積％未満では、ＨＩＣ試験を行った際に、硬質第２相をき裂が伝播し、優れたＨＩＣ性能が確保できないため、下限を８０体積％とする。

硬質第２相の体積分率：５〜２０体積％
ベイナイトのような低温変態組織、島状マルテンサイト（ＭＡ）、セメンタイトやパーライトのような高Ｃ組織からなる硬質第２相を軟質なフェライト母相中に点在させることによって、母相界面でひずみが集中し、降伏応力が低下することに起因して低降伏比が実現される。この効果は硬質第２相の体積分率が５％未満では得られないため、下限を５％とする。一方、２０体積％を超えて硬質第２相を含むと耐サワー特性を低下させるので、硬質第２相の体積分率は２０体積％以下とする。

なお、上記ポリゴナルフェライト、擬似ポリゴナルフェライトおよび硬質第２相以外の組織は少ない方が好ましいが、１０％までは許容できる。

ポリゴナルフェライト、擬似ポリゴナルフェライトおよび硬質第２相の平均アスペクト比：２．０以下
軟質フェライトおよび硬質第２相は等軸であるほど、ＨＩＣ割れに対する伝播抵抗が高まるため好ましいが、アスペクト比が２．０を超えると伝播抵抗が弱まりＨＩＣ特性が劣化するため、ポリゴナルフェライト、擬似ポリゴナルフェライトおよび硬質第２相の平均アスペクト比は２．０以下とする。

１．３母材の製造方法について
連続鋳造
本発明で規定したＡＣＲは連続鋳造で最適とされる範囲であり、造塊法ではＭｎＳやＣａクラスタの生成を適切に抑制できないため、連続鋳造法を用いることとする。

焼入温度：Ａｃ_３点以上
焼入温度はＡｃ_３点以上とする。焼入温度は低いほど組織が微細化して降伏比が上昇する。また、Ａｃ_３点未満になると強度が著しく低下し、所望の強度が得られなくなるため、Ａｃ_３点を下限とする。好ましくは、Ａｃ_３点〜９５０℃である。なお、Ａｃ_３点はフォーマスタ試験などで求めることが望ましいが、式（７）で求めてもさしつかえない。

焼入冷却速度：１〜２５℃／ｓ
焼入時の８００℃から５００℃までの冷却速度は、１〜２５℃／ｓとする。焼入時の冷却速度が遅いほど、粗大かつ軟質なフェライトが得られる。一方、冷却速度が２５℃／ｓ超えとなるとベイナイトを主体とする組織となり降伏比が上昇し、１℃／ｓ未満ではフェライト粒径が粗大化しすぎて、所望の強度と靱性が得られないため、冷却速度は１〜２５℃／ｓの範囲とする。好ましくは、３〜２０℃／ｓの範囲である。

焼戻温度：５５０℃〜Ａｃ_１点
焼戻温度は５５０℃〜Ａｃ_１点とする。焼戻処理を行うことで、中心偏析部の硬さが低下しＨＩＣ性能が向上する。また、表層硬さも低減し、ＳＳＣ特性が向上する。この効果は５５０℃未満では得られず、また、Ａｃ_１点を超えると逆変態を起こし、高Ｃの逆変態組織が靱性を劣化させるため、上限をＡｃ_１点とする。なお、Ａｃ_１点は、フォーマスタ試験などで求めることが望ましいが、式（８）で求めてもさしつかえない。

２．本発明に係る応力除去焼鈍後の溶接部靱性に優れる溶接鋼管のサブマージ溶接によって得られる溶接金属の成分組成、溶接材料および溶接部断面形状を規定する。

２．１溶接金属の成分組成について
以下の説明において成分％は全て質量％とする。

Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃは焼入れ性を大きく高める成分であるが、０．０３％未満では強度が不足し、一方、０．１０％超では炭化物やマルテンサイトが生成しやすくなり、靭性が低下するとともに溶接金属硬さが上昇して、耐ＳＳＣ特性が劣化するため、Ｃ量は０．０３〜０．１０％の範囲とする。好ましくは、０．０３〜０．０８％の範囲である。

Ｓｉ：０．５０％以下
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上部ベイナイトと呼ばれる粗大組織が生成し、靭性を低下させることから、Ｓｉ量は０．５％以下とする。好ましくは０．１〜０．５％の範囲である。

Ｍｎ：０．８〜１．５％
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、０．８％未満ではその効果に乏しく、一方、１．５％を超えると上部ベイナイト（ＵＢ）が生成しやすくなり、靭性を低下させることから、Ｍｎ量は０．８〜１．５％の範囲とする。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは母材や溶接材料に微量に含まれている不純物元素であり、応力除去焼鈍後に粒界脆化を引き起こすなどして溶接部特性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましい。劣化の傾向は０．０３０％を超えると顕著になるため、Ｐ量は０．０３０％以下とする。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは母材や溶接材料に微量に含まれている不純物元素であり、ＭｎＳを生成させるなどして溶接部の延性低下を引き起こすため、できるだけ低減することが望ましいので、Ｓ量は０．０１０％以下とする。

Ａｌ：０．０５０％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、過剰に添加されるとＡｌ_２Ｏ_３が多くなりＴｉ系酸化物による組織微細化効果を利用できなくなるため、Ａｌ量は０．０５０％以下とする。

Ｔｉ：０．０１〜０．０４％
Ｔｉは、微細なフェライトを形成させて靭性を向上させるが、０．０１％未満ではこの効果に乏しく、一方、０．０４％超では溶接ままでの固溶Ｔｉが増加し、応力除去焼鈍後にＴｉＣとして析出して靱性を劣化させるため、Ｔｉ量は０．０１〜０．０４％の範囲とする。

Ｂ：０．０００５〜０．００４０％
Ｂは、焼入れ性を大きく高める成分であり、Ｔｉとの相乗効果によって微細なアシキュラフェライトを形成させ靭性を向上させるが、０．０００５％未満ではこの効果に乏しく、一方、０．００４０％を超えると溶接部硬さを著しく増大させ、耐ＳＳＣ特性を劣化させるため、Ｂ量は０．０００５〜０．００４０％の範囲とする。

Ｃａ：０．００４０％以下
Ｃａは母材からの混入する成分であり少量では溶接部特性に影響しない。しかしながら、０．００４０％を超えるとＣａＯ系介在物の増加により溶接部延性が低下するため、Ｃａ量は０．００４０％以下とする。

Ｎ：０．００８０％以下
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％を超えると介在物を増加させ、さらにＢと結合して粒界での初析フェライトの生成を促進し、靭性を低下させるので、Ｎ量は０．００８０％以下とする。

Ｏ：０．０３５％以下
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％を超えると介在物を増加させ、さらにＢと結合して粒界での初析フェライトの生成を促進し、靭性を低下させるので、Ｏ量は０．０３５％以下とする。

以上が本発明の基本成分であるが、所望の溶接部強度を得るために以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる１種または２種以上を添加してもよい。

Ｃｕ：１％以下
Ｃｕは、焼入性を高める成分であり、母材およびワイヤのメッキから混入する成分であるが、１％を超えると焼入性が過剰となり、靭性を低下させるため、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ量は１％以下とすることが好ましい。

Ｎｉ：１％以下
Ｎｉは、焼入性を高める成分であり、母材からの混入およびワイヤから供給されることにより含有され、多量に添加することで靱性を劣化させずに高強度化することができるが、１％を超えるとＳＳＣ特性が劣化するため、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ量は１％以下とすることが好ましい。

Ｃｒ：１％以下
Ｃｒは、焼入性を高める成分であり、母材からの混入およびワイヤから供給されることにより含有されるが、１％を超えると焼入性が過剰となり靭性を低下させるため、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒ量は１％以下とすることが好ましい。

Ｍｏ：１％以下
Ｍｏは、焼入性を高める成分であり、溶接金属組織を微細化し靭性を向上させるが、１％を超えると溶接金属再熱部を脆化させるため、Ｍｏを添加する場合は、Ｍｏ量は１％以下とすることが好ましい。

Ｎｂ：０．０２５％以下
Ｎｂは、焼入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、応力除去焼鈍後の靱性を著しく劣化させる。そのため可能な限り添加すべきでないが、Ｎｂを添加する場合は、Ｎｂ量は母材特性との両立の観点から０．０２５％以下とすることが好ましい。

Ｖ：０．０５０％以下
Ｖは、焼入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、応力除去焼鈍後の靱性をＮｂほどではないが著しく劣化させる。そのため可能な限り添加すべきでないが、Ｖを添加する場合は、Ｖ量は母材特性との両立の観点から０．０５０％以下とすることが好ましい。

本発明では、さらに式（４）、（５）で規定するＰＣＭ、ＰＳＲを規定する。

Ｐｃｍ：０．１２以上
Ｐｃｍは本来、溶接低温割れの危険性を表す指標であるが、同時に溶接部の強度ともよい相関があることが知られている。所望の継手強度を得るためには０．１２以上にする必要があるため下限を０．１２とした。一方Ｐｃｍが高いほど溶接部硬さが上昇するため、好ましくは、０．１２〜０．１８の範囲である。

ＰＳＲ：０．０２５以下
ＰＳＲは前述したように応力除去焼鈍後の析出脆化による靱性劣化を示す指標である。ＰＳＲが０．０２５超えでは応力除去焼鈍による靱性劣化が大きくなり、低酸素化や組織の微細化を行っても所望の靱性が得られないため、ＰＳＲは０．０２５以下とする。

なお、Ｔｉは溶接時に酸化物、窒化物が優先的に析出し、その残りのＴｉがＳＲ時に炭化物として析出し、靱性に悪影響を及ぼすため、Ｔｉｅｆｆを定義し、酸化物、窒化物になる無効Ｔｉの影響を除外する。

２．２溶接材料について
ワイヤのＮｂ、Ｖ
溶接金属の成分は溶接材料の成分と母材から稀釈された成分から構成される。応力除去焼鈍後の溶接部靱性を確保するためにはＮｂ、Ｖ量を減らすことが望ましい。一方、Ｎｂ、Ｖは、母材の強度、靱性を確保するために有効な働きをする。従って、母材へのＮｂ、Ｖの添加可能量を増やすため、ワイヤへのＮｂ、Ｖの積極的な添加は好ましくない。ただし、Ｎｂ、Ｖは不可避的不純物として許容される範囲で含有してもよい。その範囲はＮｂ≦０．００５％、Ｖ≦０．００５％である。

フラックス
溶接金属のＯ量を低減するためには、高塩基性溶融型フラックスもしくは焼成型フラックスを用いる必要がある。溶融型フラックスに関しては、式（９）で定義される塩基度ＢＬが１．０以上であるものが望ましい。

２．３母材希釈率について
本発明では、母材のＮｂ、Ｖ量とシーム溶接の円周方向断面から測定される母材の希釈率Ａから、式（６）で規定されるＷＳＲの上限を規定する。ＷＳＲは母材から溶接金属へのＮｂ、Ｖの混入を示す指標で、この指標を用いることで、開先形状や溶接入熱、溶接積層数が異なる場合の応力除去焼鈍後の溶接金属靱性の変化を評価することができる。そのため、上限値は、溶接金属のＰＳＲと同じ０．０２５％とする。より好ましくはＴｉの影響も考慮して０．０２２％とする。なお、母材稀釈率は、式（１０）で計算される。

表１に示す化学成分の鋼（Ａ〜Ｌ）を連続鋳造法によりスラブとし、再加熱して板厚が１５〜１２０ｍｍになるように高温（９５０℃以上）で熱間圧延して、その後室温まで空冷した。続いて、ショットブラストで表面スケールを除去後、表２に示す条件で焼入焼戻処理を行い、厚鋼板（Ｎｏ．１〜１７）を製造した。焼入れおよび焼戻し保持温度は炉の保持温度を、保持時間は炉が目標温度−２０℃に達してから厚鋼板を炉から出すまでの時間を採用した。焼入れ時の冷却速度は、厚鋼板（Ｎｏ．１）を作製する際に、焼入れまま（焼戻し処理前）の鋼板から一部サンプルを採取し、１／２ｔの硬さと９３０℃１０ｍｉｎ保持のＣＣＴ線図の硬さを比較することで各板厚毎の冷却速度を推定した。焼戻しの冷却は、空冷によって行った。また、比較として厚鋼板Ｎｏ．１５は、連続鋳造スラブを１１５０℃に再加熱して、９５０℃以下で５０％圧下して７６０℃で圧延を終了し、厚みを３０ｍｍにした後、７２０℃から４００℃まで１０℃／ｓで水冷し、室温まで空冷することによって作製した（ＴＭＣＰと呼ぶ）。

上述の方法で製造した厚鋼板を長手方向に３０００〜１２０００ｍｍに切断し、冷間加工（ＵＯＥ法もしくはベンディングロール法）で鋼管形状にし、サブマージアーク溶接でシーム部を溶接して溶接鋼管（イ〜ツ）を製造した。溶接鋼管の鋼管素材に用いた厚鋼板および造管方法、溶接条件を表３に示す。また、溶接に用いた溶接ワイヤの銘柄もしくは化学成分を表４に、溶接フラックスの銘柄もしくは化学成分を表５に示す。溶接ワイヤおよび溶接フラックスで成分が記載してあるものは、今回の検討で新たに作製したもの、もしくは成分分析を行ったもので、銘柄が記載してあるものは一般的に入手可能な市販品であり、今回は成分分析を行っていない。また、ＵＯＥ法で造管したものについてはＸ状に開先加工した後、Ｃ−Ｕ−Ｏプレスを行い、外面側から炭酸ガス溶接で仮付け溶接を行い、内面１層溶接を行い、その後外面１層溶接を行った。一方、ベンディングロール法で造管したものについては、Ｙ状に開先加工をした後、複数回のベンディングプレスで筒状にし、内面側を多層溶接を行い、その後外面側をガスガウジングで開先加工し多層溶接を行った。

これらの溶接鋼管について以下に示す方法で特性評価試験およびミクロ組織の定量化を行った。引張試験は、管厚４０ｍｍ未満のものについては、鋼管円周方向から採取したクーポンをプレス機でフラットニングしたものからＡＰＩで規定される全厚引張試験片を採取して実施した。管厚４０ｍｍ以上のものについては、鋼管円周方向から採取したクーポンの１／２ｔ位置からフラットニングを実施せずにＡＳＴＭ Ａ３７０−０７ａに準拠した直径１２．７ｍｍの丸棒引張試験片を採取して行った。

このとき、引張強度が４１５ＭＰａ（Ａ５１６−Ｇｒ．６０の下限値相当）を超えるものおよび降伏比（０．５％降伏応力／引張強さ×１００）が８５％以下のものを合格とした。

シャルピー試験は、母材については１／２ｔ位置で圧延直角方向から採取し、溶接部については円周方向断面の溶接部中央の外面側溶接部から採取した２ｍｍＶ切欠き試験片を−５０℃で各３本試験しその平均値を用い、２７Ｊ以上を合格とした。

ＨＩＣ特性は、ＮＡＣＥ Ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０２８４−２００３に基づいて、各３個のサンプルを採取して、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％Ｎａｃｌ＋０．５％ＣＨ_３ＣＯＯＨ水溶液中に試験片を９６時間浸漬した後、超音波探傷により試験片全面の割れの有無を調査し、割れ面積率（ＣＡＲ）で評価した。ここで、それぞれの鋼板の最大値をその鋼板のＣＡＲとしてＣＡＲ≦６％を合格とした。

ＳＳＣ特性は、ＮＡＣＥ Ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０１７７−２００５に基づいて、母材および溶接部について各２個の丸棒引張り型サンプルを採取して、負荷応力を母材の８０％かけて、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％Ｎａｃｌ＋０．５％ＣＨ_３ＣＯＯＨ水溶液中に試験片７２０時間浸漬して破断するか否か評価した。このとき２本とも破断しなかった場合は、Ｎｏ ｃｒａｃｋ、１本でも破断した場合は、Ｃｒａｃｋと評価した。

ミクロ組織の分率およびアスペクト比はそれぞれの厚鋼板（Ｎｏ．１〜１７）の１／２ｔ位置から採取したＬ面観察サンプルを鏡面研磨後、３％ナイタールエッチングして、光学顕微鏡で４００倍の写真を３枚撮影して、画像解析を行うことで求めた。このとき、ポリゴナルフェライトおよび擬似ポリゴナルフェライトの平均粒径は各結晶粒の円相当径の平均値を、アスペクト比は各結晶粒の長辺／短辺の平均値を採用した。第２相の分率は、ポリゴナルフェライトおよび擬似ポリゴナルフェライト以外の部分の分率を、アスペクト比は各組織および組織群の長辺／短辺の平均値を採用した。

溶接部の形状因子であるＡＷ、ＡＹは作製した溶接継手から円周方向面が観察面になるようにマクロサンプルを採取し、ナイタールエッチで組織を現出させ写真を撮影し、そこから画像解析により面積を測定することで求めた。開先断面積ＡＫについては、シーム溶接直前に開先断面に一列にならべた針金の束を押し当て形状を抽出することで求めた。以上の測定方法で得られたＡＷ、ＡＹ、ＡＫと母材Ｎｂ、Ｖ量からＷＳＲ値を求めた。

溶接金属の化学成分は溶接金属のシャルピー試験評価位置とできるだけ一致するような面から採取したカントバック分析で実施した（Ｏ、Ｎ、Ｂは切り粉による湿式分析）。

表６に溶接金属部の化学分析値を示す。

表７に引張試験、シャルピー試験、ＨＩＣ試験、ＳＳＣ試験の各試験結果を示す。

溶接鋼管Ｎｏ．イ、ロ、ハ、ニ、ヘ、ソ、ツはいずれも本発明の成分範囲、組織形態範囲、製造方法範囲を満たすため、所望の強度、靱性、耐ＨＩＣおよび耐ＳＳＣ特性が得られている。一方、比較例である溶接鋼管Ｎｏ．ホ、ト、チ、リ、ル、ワ、レは溶接金属の化学成分がいずれも本発明の請求範囲外であるため、ＳＲ後の溶接金属部の靱性が低くなっている。溶接鋼管Ｎｏ．リは、焼入れ冷却速度が速いため、ベイナイト主体の組織となり降伏比が高くなっている。溶接鋼管Ｎｏ．ヌは、焼入れ冷却速度が遅いため、軟質フェライトが粗大化しすぎて、強度および靱性が劣化している。溶接鋼管Ｎｏ．ルは、フェライト主体の金属組織ではあるがフェライト粒径が細かすぎるため、降伏比が高くなっている。溶接鋼管Ｎｏ．ヲは、ＭｎおよびＰＨＩＣが上限を超えているため、ＨＩＣで多くの割れがみられる。溶接鋼管Ｎｏ．ワは、ＡＣＲが低いため、ＨＩＣで多くの割れがみられる。溶接鋼管Ｎｏ．カは、Ｃが上限を超えているため、ＨＩＣで多くの割れがみられ、ＳＳＣでも割れが発生している。溶接鋼管Ｎｏ．ヨは、Ｔｉが添加されていないため、フェライト粒が粗大化し靱性が劣化している。溶接鋼管Ｎｏ．タは、Ｂが添加されているため、ＳＳＣで割れが発生している。
溶接鋼管Ｎｏ．レは、ＴＭＣＰで製造されており、軟質フェライトおよび第２相のアスペクト比が大きいため、ＨＩＣで割れが多くみられる。

Claims (4)

1. 厚鋼板からなる母材及び溶接金属部を有する溶接鋼管であって、該溶接鋼管の母材は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．０８％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００３％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、さらにＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０２５％以下、Ｖ：０．０５０％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、式（１）で規定されるＣｅｑを０．２８以上、式（２）で規定されるＰＨＩＣを１．００以下、式（３）で規定されるＡＣＲを１．０〜４．０とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、前記母材の１／２ｔ位置である管厚中央部の組織は、平均粒径１０〜４０μｍかつ平均アスペクト比２．０以下のポリゴナルフェライトおよび擬似ポリゴナルフェライトを８０〜９５体積％含み、さらに平均アスペクト比２．０以下のベイナイト、パーライト、島状マルテンサイトおよびセメンタイトからなる硬質第２相を５〜２０体積％含み、また、前記溶接鋼管の溶接金属部は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃａ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｏ：０．０３５％以下を含有し、さらにＣｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．０２５％以下、Ｖ：０．０５０％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、式（４）で規定されるＰｃｍが０．１２以上で、式（５）で規定されるＰＳＲが０．０２５以下であることを特徴とするＳＲ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ＨＩＣ溶接鋼管。
   

   

   

   

   

   
2. 請求項１に記載の溶接鋼管の母材の成分組成を有する鋼片を加熱し熱間圧延した後、室温からＡｃ_３点以上の温度まで加熱、保持した後、８００〜５００℃の温度域を冷却速度１〜２５℃／ｓで水冷し、再び室温から５５０℃〜Ａｃ_１点の温度に加熱、保持した後に空冷して作製した厚鋼板を、管状に成形してそのシーム部を、サブマージアーク溶接により接合することにより、母材の１／２ｔ位置である管厚中央部の組織は、平均粒径１０〜４０μｍかつ平均アスペクト比２．０以下のポリゴナルフェライトおよび擬似ポリゴナルフェライトを８０〜９５体積％含み、さらに平均アスペクト比２．０以下のベイナイト、パーライト、島状マルテンサイトおよびセメンタイトからなる硬質第２相を５〜２０体積％含み、請求項１記載の成分組成から成る溶接金属部を有する溶接鋼管とすることを特徴とするＳＲ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ＨＩＣ溶接鋼管の製造方法。
3. 前記サブマージアーク溶接を、ＮｂおよびＶを含まない（ただし、不可避的不純物としてＮｂ：０．００５質量％以下、Ｖ：０．００５質量％以下は許容される）ワイヤと、下記式（９）で定義される塩基度ＢＬが１．０以上である高塩基性溶融型フラックスを用いて行うことを特徴とする請求項２に記載のＳＲ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ＨＩＣ溶接鋼管の製造方法。
   

   
4. 前記母材のＮｂおよび／またはＶ含有量と母材希釈率Ａとから式（６）で規定されるＷＳＲが、０．０２５以下であることを特徴とする、請求項２または３に記載のＳＲ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ＨＩＣ溶接鋼管の製造方法。