JP7020592B2 - 溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、石油や天然ガスを輸送するためのラインパイプとして好適な溶接鋼管およびその製造方法に関するものである。
ＵＯＥ鋼管やスパイラル鋼管等の溶接鋼管は、板状あるいは帯状の鋼板を円筒状に成形し、その鋼板の幅方向端部を突き合わせて溶接（たとえばサブマージアーク溶接等）することによって製造されるので、線状の溶接部（いわゆるシーム部）が形成される。こうして得られる溶接鋼管は種々の用途に使用され、その用途に適した品質が求められる。たとえば、石油や天然ガスを輸送するためのラインパイプとして使用するためには、良好な機械的特性（たとえば靭性等）を備える必要があり、特に寒冷地に敷設されるラインパイプとして使用するためには低温靭性の大幅な向上が求められる。
溶接鋼管の品質を改善するためには、素材となる鋼板の特性、およびシーム部に形成される溶接金属の特性を向上させる必要がある。しかし、鋼板を円筒状に成形してシーム部を溶接する溶接鋼管の製造工程において鋼板の特性を向上させるのは難しい。そこで、鋼板と溶接材料（たとえばフラックス、溶接ワイヤ等）の成分を制御して、それらを適正に組み合わせて溶接を行なうことによって、シーム部の特性（すなわち溶接金属の機械的特性）を向上させる技術が検討されている（特許文献１参照）。
溶接鋼管のシーム部の溶接にはサブマージアーク溶接が広く使用されており、２本以上の電極（すなわち溶接ワイヤ）を溶接の進行方向に沿って一列に配置してサブマージアーク溶接（いわゆる多電極サブマージアーク溶接）を行なう技術が普及している。そして、生産性向上の観点から複数の電極を使用し、かつ溶接電流として1000Ａを超える大電流を供給することによって、溶接速度を増加させる溶接技術が実用化されている。
このような多電極サブマージアーク溶接を適用することによって、シーム部の両面１層盛溶接が可能となる。溶接鋼管のシーム部の両面１層盛溶接では、まず内面側の１層盛溶接を行ない、次いで外面側の１層盛溶接を行なう。これにより内面側の溶接金属の一部は外面側の溶接によって再加熱を受けて、機械的特性が部分的に変化する。そこで、内面側と外面側の溶接金属の成分を夫々個別に制御して、シーム部の特性（すなわち溶接金属の機械的特性）を向上させる技術が検討されている（特許文献２参照）。
また、サワー環境でラインパイプとして使用するために、耐サワー性を備えた溶接鋼管（たとえばＡＰＩ規格X60～X65相当）が開発されているが、サワー環境ではシーム部に硫化物応力腐食割れが発生し易いので、溶接金属の硬さを低く抑える必要がある。そこで、合金成分の含有量を低減した溶接ワイヤと高塩基度のフラックスを組み合わせて使用することによって、溶接金属の酸素含有量の低減、すなわち溶接金属の機械的特性の向上を図る技術が検討されている（特許文献３参照）。
さらにはビードの形状を安定させて美麗な外観のビードを得るために、溶融スラグと溶融メタルならびにその周辺を覆うカバーを用いて、フラックスに含有される窒素（N2）を二酸化炭素（CO2）やアルゴンガス（Ar）で置換するとともに溶融メタル周辺を大気から遮断（いわゆるシールド）しながら溶接する技術も検討されている（特許文献４参照）。
特公平1-38851号公報 特開平9-1344号公報 特開昭48-100344号公報 特開2010-29931号公報
しかし特許文献１、２に開示された技術を、鋼板の板厚６～２０ｍｍの溶接鋼管に適用しても、シーム部の特性の大幅な向上は期待できない。何故なら、溶接中に生じる溶融メタルからの脱酸生成物の浮上量が減少して、溶接金属の酸素含有量が増加するので、溶接金属の機械的特性に悪影響を及ぼすからである。この現象は、硫化水素（H2S）を含有する石油や天然ガスを輸送する環境（いわゆるサワー環境）で使用される溶接鋼管を製造する場合に発生し易い。
特許文献３に開示された技術は、溶接中に生じる溶融スラグの粘度が低下するので、ビードの形状が不安定になり易い。
特許文献４に開示された技術は、サブマージアーク溶接の溶接機本体に加えて、シールドガスを供給する配管等の複雑な付帯設備を設置する必要があるので、溶接鋼管の製造コストの上昇を招く。
本発明は、従来の技術の問題点を解消し、板厚が６～20mmで、美麗な外観のビードおよび機械的特性に優れた溶接金属を有する溶接鋼管、およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者は、溶接鋼管の製造工程におけるシーム部の両面１層盛溶接の模擬実験として、同じ板厚の厚鋼板を２枚突き合わせて下面側（内面側に相当）の１層盛溶接を行なった後、上面側（外面側に相当）の１層盛溶接を行なった。実験で使用した厚鋼板の板厚は6～20mmの範囲内であり、１層盛溶接では両面とも多電極サブマージアーク溶接を採用した。この模擬実験では、下面側に形成される溶接金属が上面側の溶接で再加熱されるので、溶接部の特性（特に下面側の溶接金属の機械的特性）が部分的に変化する。
そこで、得られた溶接部の機械的特性とビードの外観を調査した。その結果、下面側と上面側の溶接金属の成分を夫々個別に制御すれば、優れた特性を有する溶接部が得られることを見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものである。
［１］板厚6～20mmの鋼板を円筒状に成形し、鋼板の幅方向両端部を突き合わせて内面側および外面側ともに１層盛のサブマージアーク溶接で溶接することによって得られる溶接鋼管であって、
鋼板が、C：0.030～0.080質量％、Si：0.10～0.50質量％、Mn：1.00～2.00質量％、P：0.010質量％以下、S：0.005質量％以下、Cu：0.05質量％以下、Ni：0.05質量％以下、Cr：0.50質量％以下、Mo：0.20質量％以下、Nb：0.05質量％以下、V：0.100質量％以下、Ti：0.050質量％以下、Al：0.01～0.05質量％、Ca：0.0005～0.0050質量％、Mg：0.0003～0.0100質量％、REM：0.020質量％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
内面側の溶接金属が、C：0.030～0.060質量％、Si：0.50質量％以下、Mn：0.80～1.80質量％、Cu：0.05質量％以下、Ni：0.05質量％以下、Cr：0.30質量％以下、Mo：0.10質量％以下、Nb：0.040質量％以下、V：0.010質量％以下、Ti：0.010～0.040質量％、B：0.0015～0.0040質量％、Al：0.030質量％以下、O：0.020～0.040質量％、N：0.007質量％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ下記(1)式で算出されるPcmが0.140～0.180の範囲内を満たし、
外面側の溶接金属が、C：0.030～0.060質量％、Si：0.50質量％以下、Mn：0.80～1.80質量％、Cu：0.05質量％以下、Ni：0.05質量％以下、Cr：0.30質量％以下、Mo：0.20質量％以下、Nb：0.040質量％以下、V：0.010質量％以下、Ti：0.010～0.040質量％、B：0.0015～0.0060質量％、Al：0.030質量％以下、O：0.020～0.040質量％、N：0.007質量％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ下記(1)式で算出されるPcmが0.140～0.185の範囲内を満たす溶接鋼管である。
Pcm＝[C]＋[Si]／30＋（[Mn]＋[Cu]＋[Cr]）／20＋[Ni]／60＋[Mo]／15＋[V]／10＋５[B] ・・・(1)
[C]：溶接金属のC含有量（質量％）
[Si]：溶接金属のSi含有量（質量％）
[Mn]：溶接金属のMn含有量（質量％）
[Cu]：溶接金属のCu含有量（質量％）
[Cr]：溶接金属のCr含有量（質量％）
[Ni]：溶接金属のNi含有量（質量％）
[Mo]：溶接金属のMo含有量（質量％）
[V]：溶接金属のV含有量（質量％）
[B]：溶接金属のB含有量（質量％）
［２］ ［１］に記載の組成成分の板厚6～20mmの鋼板を円筒状に成形し、鋼板の幅方向両端部を突き合わせて内面側および外面側ともに１層盛のサブマージアーク溶接で溶接して［１］に記載の組成成分の溶接金属にする溶接鋼管の製造方法。
［３］ 内面側および外面側のサブマージアーク溶接のフラックスとして、下記(2)式で算出されるB.I.が1.0～2.2の範囲内を満たすものを使用する［２］に記載の溶接鋼管の製造方法である。
B.I.＝（[CaO]＋[CaF2]＋[MgO]＋0.5[MnO]）／{[SiO2]＋0.5（[Al2O3]＋[TiO2]）} ・・・(2)
[CaO]：フラックスのCaO含有量（質量％）
[CaF2]：フラックスのCaF2含有量（質量％）
[MgO]：フラックスのMgO含有量（質量％）
[MnO]：フラックスのMnO含有量（質量％）
[SiO2]：フラックスのSiO2含有量（質量％）
[Al2O3]：フラックスのAl2O3含有量（質量％）
[TiO2]：フラックスのTiO2含有量（質量％）
［４］内面側の溶接入熱ＱB（kJ／mm）が下記(3)式を満たし、外面側の溶接入熱ＱF（kJ／mm）が下記(4)式を満たす条件でサブマージアーク溶接を行なう［２］又は［３］に記載の溶接鋼管の製造方法。
1.3×exp(0.045×ｔ)≦ＱB≦1.9×exp(0.048×ｔ) ・・・(3)
1.3×exp(0.045×ｔ)≦ＱF≦1.9×exp(0.048×ｔ) ・・・(4)
ｔ：鋼板の板厚（mm）
［５］サブマージアーク溶接が多電極サブマージアーク溶接である［２］から［４］のいずれかに記載の溶接鋼管の製造方法。
［６］ 内面側の１層盛の溶接を行った後、外面側の１層盛の溶接を行う［２］から［５］のいずれかに記載の溶接鋼管の製造方法。
本発明によれば、溶接金属の酸素量が高くなりやすい比較的薄肉（板厚6～20mm）の溶接鋼管の溶接において、溶接金属原質部および溶接金属再熱部で優れた機械的特性が得られ、しかも美麗な外観のビードを得ることが可能となり、産業上格段の効果を奏する。
開先形状の例を模式的に示す断面図である。 ビッカース硬さを測定した位置を示す断面図である。 シャルピー衝撃試験片を採取した位置を示す断面図である。 シャルピー衝撃試験片を採取した位置を示す断面図である。 シャルピー衝撃試験片を採取した位置を示す断面図である。
まず、本発明に係る溶接鋼管の素材となる鋼板の成分について説明する。
C：0.030～0.080質量％
Cは、鋼板の強度を向上させるために重要な元素であり、C含有量が少なすぎると所定の強度を備えた鋼板が得られない。一方で、過剰に含有させると鋼板の靭性が劣化する。したがって、C含有量は0.030～0.080質量％とする。好ましくは、0.040質量％以上であり、0.060質量％以下である。
Si：0.10～0.50質量％
Siは、溶鋼を溶製する際に脱酸工程で必然的に含有される元素であり、固溶強化によって鋼板の強度を向上させる効果を有する。Si含有量が少なすぎると所定の強度を備えた鋼板が得られない。一方で、過剰に含有させると鋼板の靭性が劣化する。したがって、Si含有量は0.10～0.50質量％とする。好ましくは、下限値は0.20質量％であり、上限値は0.40質量％である。
Mn：1.00～2.00質量％
Mnは、鋼板の焼入れ性を高めて、鋼板の強度を向上させるために重要な元素であるが、Mn含有量が低すぎるとその効果が得られない。一方で、Mn含有量が高すぎると、MnSが容易に生成されるので、鋼板の靭性劣化や水素誘起割れの原因となる。したがって、Mn含有量は1.00～2.00質量％とする。好ましくは、下限値は1.20質量％であり、上限値は1.50質量％である。
P：0.010質量％以下
Pは、溶鋼を溶製する際に不純物として混入して、鋼板や溶接熱影響部の靭性を劣化させる元素である。したがってP含有量が少ないほど、靭性向上の効果が得られるので0.010質量％以下とする。好ましくは、脱Pコストも考慮し、下限値は0.001質量％以上であり、上限値は0.006質量％以下である。
S：0.005質量％以下
Sは、溶鋼を溶製する際に不純物として混入して、鋼板の中心偏析を助長する元素であるから、S含有量が少ないほど、溶接鋼管の品質が向上する。したがって、S含有量は0.005質量％以下とする。好ましくは、脱Sコストも考慮し、下限値は0.001質量％であり、上限値は0.003質量％である。
Cu：0.05質量％以下
Cuは、鋼板の強度を向上させるために重要な元素であるが、過剰に含有させると溶接鋼管の溶接熱影響部の靭性低下を招く。したがって、Cu含有量は0.05質量％以下とする。好ましくは、下限値は0.01質量％であり、上限値は0.03質量％である。
Ni：0.05質量％以下
Niは、鋼板の強度と靭性を向上させる元素であるが、過剰に含有させると溶接鋼管の溶接金属の硫化物応力腐食割れが発生し易くなる。したがって、Ni含有量は0.05質量％以下とする。好ましくは、下限値は0.005質量％であり、上限値は0.02質量％である。
Cr：0.50質量％以下
Crは、鋼板の強度を向上させるために重要な元素であるが、過剰に含有させると溶接鋼管の溶接熱影響部の靭性低下を招く。したがって、Cr含有量は0.05質量％以下とする。
好ましくは、下限値は0.10質量％であり、上限値は0.30質量％である。
Mo：0.20質量％以下
Moは、鋼板の強度と靭性を向上させる元素であるが、Moを過剰に含有する鋼板を両面１層盛溶接で接合する場合に、先行して形成される内面側の溶接金属が次の外面側の溶接で再加熱されて析出脆化を起こす。したがって、Mo含有量は0.20質量％以下とする。好ましくは、下限値は0.05質量％であり、上限値は0.15質量％である。
Nb：0.05質量％以下
Nbは、鋼板を製造するための熱間圧延にて未再結晶温度域を拡大する効果を有する元素であるが、過剰に添加すると溶接鋼管の溶接熱影響部の靭性低下を招く。また、Nbを過剰に含有する鋼板を両面１層盛溶接で接合する場合に、先行して形成される内面側の溶接金属が次の溶接で再加熱されて析出脆化を起こす。したがって、Nb含有量は0.05質量％以下とする。好ましくは、下限値は0.02質量％であり、上限値は0.04質量％である。
V：0.100質量％以下
Vは、析出強化によって鋼板の強度を向上させる効果を有する元素であるが、過剰に添加すると鋼板の靭性低下および溶接鋼管の溶接熱影響部の靭性低下を招く。したがって、V含有量は0.100質量％以下とする。好ましくは、下限値は0.001質量％であり、上限値は0.010質量％である。
Ti：0.050質量％以下
Tiは、溶鋼を溶製する際にNと結合してTiNを生成し、固溶Nを低減させることによって鋼板の靭性を向上させる元素である。また、生成したTiNは鋼板の結晶粒微細化および溶接鋼管の溶接熱影響部の結晶粒微細化に寄与する。しかしTiを過剰に含有させると、鋼板の靭性低下を招く。したがって、Ti含有量は0.050質量％以下とする。好ましくは、下限値は0.005質量％であり、上限値は0.020質量％である。
Al：0.01～0.05質量％
Alは、溶鋼を溶製する際に脱酸材として添加される元素であるが、Alを過剰に含有させると鋼板の靭性低下を招く。一方で、Alを大幅に低下させるためには溶鋼の溶製に長時間を要するので、鋼板の製造コストが上昇する。したがって、Al含有量は0.01～0.05質量％とする。好ましくは、下限値が0.02質量％であり、上限値が0.04質量％である。
Ca：0.0005～0.0050質量％
Caは、鋼中の硫化物系介在物の形態制御に有効な元素であり、MnSの生成を抑制して延性を向上させる元素であるが、0.0005質量％未満ではその効果は小さく、0.0050質量％を超えるとCaO－CaSのクラスターを形成し、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含有量は0.0005～0.0050質量％とする。好ましくは、下限値は0.0010質量％であり、上限値は0.0040質量％である。
Mg：0.0003～0.0100質量％
Mgは、製鋼過程で酸化物を微細化する効果があり、延性低下の原因となる粗大酸化物の抑制に有効であるが、0.0003質量％未満ではその効果は小さく、0.0100質量％を超えて含有しても効果が飽和するため、Mg含有量は0.0003～0.0100質量％とする。好ましくは、下限値は0.0010質量％であり、上限値は0.0040質量％である。
REM：0.020質量％以下
REMは、鋼中の硫化物系介在物の形態制御に有効な元素であり、MnSの生成を抑制して延性を向上させる元素であるが、0.020質量％を超えて含有しても効果が飽和するため、REM含有量は0.020質量％以下とする。一方、REMが0.0005質量％未満ではその効果は小さいため、好ましくは0.0005～0.020質量％の範囲内である。より好ましくは、下限値は0.0050質量％であり、上限値は0.0150質量％である。
鋼板の上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的に混入する不純物（以下、不可避的不純物という）である。
次に、本発明に係る溶接鋼管の溶接金属の成分について説明する。なお、本発明では内面側の溶接金属が先行して形成され、次に外面側の溶接金属が形成される。
C：0.030～0.060質量％
Cは、溶接金属の焼入れ性を高めて、強度を向上させるために重要な元素であり、C含有量が少なすぎると所定の強度を備えた溶接金属が得られない。一方で、過剰に含有させると炭化物やマルテンサイトが容易に生成して、溶接金属の靭性が劣化する。したがって内面側と外面側のC含有量は、いずれも0.030～0.060質量％とする。好ましくは、上限値は0.040質量％であり、下限値は0.060質量％である。
Si：0.50質量％以下
Siは、溶鋼を溶製する際に脱酸工程で必然的に含有される元素であるが、過剰に含有させると溶接金属の靭性が劣化する。したがって内面側と外面側Si含有量は、いずれも0.50質量％以下とする。好ましくは、下限値は0.20質量％であり、上限値は0.40質量％である。
Mn：0.80～1.80質量％
Mnは、溶接金属の強度を向上させる元素であるが、Mn含有量が低すぎるとその効果が得られない。一方で、Mn含有量が高すぎると、溶接金属の硬さが大幅に上昇して靭性の劣化を招く。したがって内面側と外面側のMn含有量は、いずれも0.80～1.80質量％とする。好ましくは、下限値は1.10質量％であり、上限値は1.70質量％である。
Cu：0.05質量％以下
Cuは、溶接金属の強度を向上させるために重要な元素であるが、過剰に含有させると溶接金属の靭性の劣化を招く。したがって内面側と外面側のCu含有量は、いずれも0.05質量％以下とする。好ましくは、下限値は0.0１質量％であり、上限値は0.0４質量％である。
Ni：0.05質量％以下
Niは、溶接金属の焼入れ性を高めて、強度を向上させるために重要な元素であるが、過剰に含有させると溶接金属の硫化物応力腐食割れが発生し易くなる。したがって内面側と外面側のNi含有量は、いずれも0.05質量％以下とする。好ましくは、下限値は0.01質量％であり、上限値は0.03質量％である。
Cr：0.30質量％以下
Crは、溶接金属の焼入れ性を高めて、強度を向上させるために重要な元素であるが、過剰に含有させると溶接金属の硬さが大幅に上昇して靭性の劣化を招く。したがって内面側と外面側のCr含有量は、いずれも0.30質量％以下とする。好ましくは0.10～0.30質量％の範囲内である。より好ましくは、下限値は0.10質量％であり、上限値は0.20質量％である。
Mo：内面側0.10質量％以下、外面側0.20質量％以下
Moは、溶接金属の焼入れ性を高めて、強度を向上させるために重要な元素であるが、過剰に含有させると溶接金属の硬さが大幅に上昇して靭性の劣化を招く。特に内面側の溶接金属は、外面側の溶接によって再加熱されて、この現象が顕著に発生するので、内面側のMo含有量を0.10質量％以下とし、外面側のMo含有量を0.20質量％以下とする。好ましくは内面側のMo含有量を外面側より小とする。より好ましくは、内面側の下限値は0.05質量％、上限値は0.10質量％であり、外面側の下限値は0.05質量％、上限値は0.20質量％である。
Nb：0.040質量％以下
Nbは、溶接金属の焼入れ性を高めて、強度を向上させるために重要な元素であるが、過剰に含有させると溶接金属の硬さが大幅に上昇して靭性の劣化を招く。したがって内面側と外面側のNb含有量は、いずれも0.040質量％以下とする。好ましくは、下限値は0.010質量％であり、上限値は0.030質量％である。
V：0.010質量％以下
Vは、溶接金属の焼入れ性を高めて、強度を向上させるために重要な元素であるが、過剰に含有させると溶接金属の硬さが大幅に上昇して靭性の劣化を招く。したがって内面側と外面側のV含有量は、いずれも0.010質量％以下とする。好ましくは0.005質量％以下である。より好ましくは、下限値は0.002質量％であり、上限値は0.004質量％である。
Ti：0.010～0.040質量％
Tiは、酸化物を形成してアシキュラーフェライトの生成核となり、溶接金属の靭性を向上させる元素である。Ti含有量が少なすぎると、この効果が得られない。一方で、過剰に含有させると、溶接金属の固溶Tiが増加して、靭性が劣化する。したがって内面側と外面側のTi含有量は、いずれも0.010～0.040質量％とする。好ましくは、下限値は0.015質量％であり、上限値は0.025質量％である。
B：内面側0.0015～0.0040質量％以下、外面側0.0015～0.0060質量％
Bは、粒界に偏析して粒界フェライトの生成を抑制する元素である。B含有量が少なすぎると、この効果が得られない。一方で、過剰に含有させると溶接金属の硬さが大幅に上昇して靭性の劣化を招く。特に内面側の溶接金属は、外面側の溶接によって再加熱されて、この現象が顕著に発生するので、内面側のB含有量を0.0015～0.0040質量％とし、外面側のB含有量を0.0015～0.0060質量％とする。好ましくは、内面側の下限値は0.0015質量％、上限値は0.0030質量％であり、外面側の下限値は0.0015質量％、上限値は0.0050質量％である。
Al：0.030質量％以下
Alは、溶鋼を溶製する際に脱酸材として添加される元素であるが、Alを過剰に含有させると溶接金属の靭性低下を招く。したがって内面側と外面側のAl含有量は、いずれも0.030質量％以下とする。好ましくは、下限値は0.005質量％であり、上限値は0.020質量％である。
O：0.020～0.040質量％
Oは、Tiと結合してTi酸化物を生成し、アシキュラーフェライトの生成核となることによって、溶接金属の機械的特性を向上させる元素である。O含有量が少なすぎると、この効果が得られない。一方で、過剰に含有させると溶接金属中に粒界フェライトが生成して靭性低下の原因となる。したがって内面側と外面側のO含有量は、いずれも0.020～0.040質量％とする。
N：0.007質量％以下
Nは、溶接金属に不純物として混入し、Bと結合してBNを生成することによって、粒界にBが偏析するのを抑制する元素である。Nを過剰に含有させると、粒界フェライトが容易に生成されて、溶接金属の靭性低下を招く。したがって内面側と外面側のN含有量は、いずれも0.007質量％以下とする。好ましくは、下限値は0.003質量％であり、上限値は0.006質量％である。
Pcm：内面側0.140～0.180、外面側0.140～0.185
下記の(1)式で算出されるPcmは溶接金属の焼入れ性を示す指標であり、小さすぎると粒界フェライトが析出し易くなるので、溶接金属の靭性が劣化する。一方で、Pcmが大きすぎると焼入れ性が高くなって、ベイナイトが容易に生成されるので、同じく溶接金属の靭性低下を招く。よって内面側のPcmを0.140～0.180とし、外面側のPcmを0.140～0.185とする。好ましくは、内面側のPcmの下限値は0.160、上限値は0.175であり、外面側のPcmの下限値は0.160、上限値は0.180である。
Pcm＝[C]＋[Si]／30＋（[Mn]＋[Cu]＋[Cr]）／20＋[Ni]／60＋[Mo]／15＋[V]／10＋５[B] ・・・(1)
[C]：溶接金属のC含有量（質量％）
[Si]：溶接金属のSi含有量（質量％）
[Mn]：溶接金属のMn含有量（質量％）
[Cu]：溶接金属のCu含有量（質量％）
[Cr]：溶接金属のCr含有量（質量％）
[Ni]：溶接金属のNi含有量（質量％）
[Mo]：溶接金属のMo含有量（質量％）
[V]：溶接金属のV含有量（質量％）
[B]：溶接金属のB含有量（質量％）
内面側と外面側の溶接金属の、上記した成分以外の残部は、FeおよびP、S等の不可避的不純物である。
なお溶接ワイヤは、上記した成分の溶接金属が得られるように、鋼板の成分、フラックスの成分、板厚もしくは溶接条件等に応じて適宜選択される。特に、溶接ワイヤの組成成分は、溶接金属を上記成分範囲に制御しやすいものであることが好ましい。すなわち、上述の通り、溶接金属のMo量は内面側が0.1質量％以下であり、外面側が0.2質量％以下である。そこで、溶接ワイヤのMo量は0.55質量％以下であることが好ましい。また、溶接金属のB量は内面側が0.0015～0.0040質量％であり、外面側が0.0015～0.0060質量％である。そこで、溶接ワイヤのB量は0.0150質量％以下であることが好ましく、さらに下限値が.0.100質量％であることがより好ましい。
以下に、溶接鋼管の製造方法について説明する。まず、上述した組成成分を有する板厚6～20mmの板状あるいは帯状の鋼板が円筒形状に成形され、鋼板の幅方向端部が突き合わされる。その後、内面側及び外面側の鋼板の幅方向端部のそれぞれにサブマージアーク溶接が施され、上記組成成分の溶接金属を有する線状の溶接部（シーム部）が形成される。この際、内面側の１層盛溶接を行なった後に、外面側の１層盛溶接が行われる。サブマージアーク溶接が行われる際、フラックスが突合せ部に沿って散布され、フラックスに覆われた母材と溶接ワイヤとの間にアークを発生させることで溶接が行われる。なお、１本の溶接ワイヤを用いた単電極サブマージアーク溶接を行っても良いが、複数の溶接ワイヤを用いた多電極サブマージアーク溶接を行うことが好ましい。また、複数の電極の配列は、特に限定されず、例えば溶接の進行方向に直列に配置する等の種々の配列方法を用いることができる。
次に、サブマージアーク溶接による内面側と外面側の１層盛溶接で使用するフラックスの成分について説明する。下記の(2)式で算出されるフラックスの塩基度（B.I.）が低すぎると、溶接金属の酸素量が増加して、機械的特性が劣化する場合がある。一方で、B.I.が高すぎると、１層盛溶接によって発生する溶融スラグの粘度が低下するので、美麗な外観のビードが得られない場合がある。したがって使用するフラックスのB.I.は、1.0～2.2の範囲内であることが好ましい。
なおフラックスの種類は、溶融型フラックスおよび焼成型フラックス、いずれも使用できる。
B.I.＝（[CaO]＋[CaF2]＋[MgO]＋0.5[MnO]）／{[SiO2]＋0.5（[Al2O3]＋[TiO2]）} ・・・(2)
[CaO]：フラックスのCaO含有量（質量％）
[CaF2]：フラックスのCaF2含有量（質量％）
[MgO]：フラックスのMgO含有量（質量％）
[MnO]：フラックスのMnO含有量（質量％）
[SiO2]：フラックスのSiO2含有量（質量％）
[Al2O3]：フラックスのAl2O3含有量（質量％）
[TiO2]：フラックスのTiO2含有量（質量％）
次に、サブマージアーク溶接による内面側と外面側の１層盛溶接の溶接入熱について説明する。
溶接鋼管のシーム部の内面側と外面側を１層盛溶接で溶接する場合は、内面側の１層盛溶接を先行して行ない、その後に外面側の１層盛溶接を行なう。その溶接を行なう際には、内面側の溶接金属と外面側の溶接金属が重なり合うように溶接条件を設定する必要がある。溶接入熱が小さすぎると、溶け込み不足や溶接ワイヤの溶着不足等に起因する溶接欠陥が発生する場合がある。一方で、溶接入熱が大きすぎると、溶接金属の冷却速度が低下して、焼入れ性が低くなるので、溶接金属の機械的特性が劣化する場合がある。また、板厚６～２０ｍｍの薄肉の溶接鋼管の内面側では、溶接中に溶融メタルが脱落し易くなるという問題も発生する場合がある。
このような問題を解決するためには、素材となる鋼板の板厚に応じて１層盛溶接の溶接入熱を設定することが好ましい。具体的には、内面側の溶接入熱ＱB（kJ／mm）が下記(3)式を満たし、外面側の溶接入熱ＱF（kJ／mm）が下記(4)式を満たす条件でサブマージアーク溶接による１層盛溶接を行なうことが好ましい。
1.3×exp(0.045×ｔ)≦ＱB≦1.9×exp(0.048×ｔ) ・・・(3)
1.3×exp(0.045×ｔ)≦ＱF≦1.9×exp(0.048×ｔ) ・・・(4)
ｔ：鋼板の板厚（mm）
以上に説明したように、本発明は溶接鋼管（たとえばＵＯＥ鋼管、スパイラル鋼管等）の溶接に適用でき、サブマージアーク溶接による内面側と外面側の１層盛溶接に好適である。また、厚鋼板の突き合わせ溶接を行なう際に、下面側と上面側の１層盛溶接にも適用できる。さらに、様々な形状の開先に適用できる。
鋼板をＵＯＥ鋼管の製造ラインに供給して、溶接鋼管（ＡＰＩ規格X60級）の製造実験を行なった。その鋼板の板厚と成分を表１に示し、突合せ部（シーム部）の開先形状を図１および表２に示す。サブマージアーク溶接による１層盛溶接に用いたフラックスの成分および(2)式によるB.I.の計算値を表３に示し、溶接ワイヤの成分を表４に示す。１層盛溶接は４電極のサブマージアーク溶接で行ない、その溶接条件は表５に示すように設定した。
Figure 0007020592000001
Figure 0007020592000002
Figure 0007020592000003
Figure 0007020592000004
Figure 0007020592000005
溶接鋼管としてのＵＯＥ鋼管の製造実験における鋼板、フラックス、溶接ワイヤ、溶接条件の組み合わせは表６に示す通りである。
Figure 0007020592000006
こうして内面側および外面側の１層盛溶接を行なってＵＯＥ鋼管を製造した後、管端部を除くサブマージアーク溶接が安定した部位（以下、「溶接定常部」という）のビードの外観を目視で検査して、ビードの表面に露出した溶接欠陥と蛇行の有無を調査した。その結果を表９に示す。表９中にビード外観として示す◎は溶接欠陥および蛇行が認められなかった例、〇は蛇行が発生したものの溶接欠陥は認められなかった例である。
次いで、溶接定常部から試験片を採取して、内面側と外面側の溶接金属の成分、硬さ、吸収エネルギーを調査した。溶接金属の成分は表７、８に示す通りである。
Figure 0007020592000007
Figure 0007020592000008
溶接金属の硬さは、ＪＩＳ規格Z3101に準拠して、内面表層から２mm、外面表層から２mmの深さの位置で１ｍｍピッチ、さらに溶接金属中央線上で１ｍｍピッチ、負荷荷重を98Ｎとしてビッカース硬さを測定した（図２参照）。なお、溶接金属の硬さは、ＪＩＳ規格Z3101に準拠して、溶接金属中央線上で１ｍｍピッチ、負荷荷重を98Ｎとしてビッカース硬さを測定し、硬さの最大値を記録したものである（図２参照）。その結果を表９に示す。
溶接金属のシャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ規格Z2242に準拠して、－30℃で行なった。試験片は10mm×10mmサイズとし、鋼ＢＭ２（板厚20.0mm）のＵＯＥ鋼管の外面表層から７mmの位置が試験片の中心線となるように採取したもの（図３参照）を用いて測定した結果を外面のVE-30（Ｊ）として表９に示す。また、内面側の溶融境界線と外面側の溶融境界線が交わる２つの点を結ぶ線が試験片の中心線となるように採取したもの（図４参照）を用いて測定した結果を会合部のVE-30（Ｊ）として同じく表９に示す。さらに鋼ＢＭ１（板厚12.7mm）のＵＯＥ鋼管では、板厚の中央が試験片の中心線となるように採取したもの（図５参照）を用いて測定した結果を板厚中央のVE-30（Ｊ）として表９に示す。
Figure 0007020592000009
表９から明らかなように、発明例では、内面側のビードと外面側のビードは、いずれも、美麗な外観が得られた。また、内面側の溶接金属と外面側の溶接金属は、硬さがHv10≦248となって過剰に上昇することなく、しかもVE-30≧70Ｊの良好な靭性が得られた。特にNo.１、２、10、11はフラックスのB.I値（塩基度）が(2)式を満たし、溶接入熱が(3)、(4)式を満たすので、ビードの外観と溶接金属靭性が著しく向上した。
一方、比較例であるNo.７、16は、溶接金属のPcmが高すぎるので、焼入れ性が高くなって、溶接金属の硬さが過剰に上昇した。No.８、17は、溶接金属のPcmが低すぎるので、焼入れ性が低くなって、溶接金属の靭性が劣化した。No,９、18は、内面側の溶接金属のMo含有量が高すぎるので、内面側の溶接金属の再加熱される部位の靭性が劣化した。
発明例No.３、４、１２、１３のようにフラックスのB.I.値が上記式（２）を満たしていない場合でも（表３参照）、所望のビードの外観、硬度及び靭性を得ることができた。但し、発明例No.３、１２のようにフラックスのB.I.値が上記式（２）の上限より大きい場合、上記式（２）を満たす場合に比べてビードの外観が劣っていた。また、発明例No.４、１３のようにフラックスのB.I.値が上記式（２）の下限未満である場合、上記式（２）を満たす場合と比べると靭性が劣化した。
発明例No.５、６、１４、１５のように上記式（３）、（４）の溶接入熱条件を満たしていない場合でも、所望のビード外観、硬度及び靭性を得ることができた。ただし、発明例No.５、１４のように上記式（３）、（４）の溶接入熱条件の下限値を下回る場合、溶け込み不足や溶着量不足が生じる場合があった。また、発明例No.６、１５のように、上記式（３）、（４）の溶接入熱条件の上限値を上回る場合、内面への溶接金属の溶け落ちが生じる場合があった。一方、上記式（３）、（４）の溶接入熱条件を満たす発明例No.１～４、１０～１３では、このような溶接欠陥が生じることがなかった。
１ 鋼板
２ 内面側の溶接金属
３ 外面側の溶接金属
４ ビッカース硬さの測定位置
５ 内面側の溶融境界線
６ 外面側の溶融境界線
７ シャルピー衝撃試験片
８ ノッチ

Claims (6)

  1. 板厚6～20mmの鋼板を円筒状に成形し、前記鋼板の幅方向両端部を突き合わせて内面側および外面側ともに１層盛のサブマージアーク溶接で溶接することによって得られる溶接鋼管であって、
    前記鋼板が、C：0.030～0.080質量％、Si：0.10～0.50質量％、Mn：1.00～2.00質量％、P：0.010質量％以下、S：0.005質量％以下、Cu：0.05質量％以下、Ni：0.05質量％以下、Cr：0.50質量％以下、Mo：0.20質量％以下、Nb：0.05質量％以下、V：0.100質量％以下、Ti：0.050質量％以下、Al：0.01～0.05質量％、Ca：0.0005～0.0050質量％、Mg：0.0003～0.0100質量％、REM：0.020質量％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
    前記内面側の溶接金属が、C：0.030～0.060質量％、Si：0.50質量％以下、Mn：0.80～1.80質量％、Cu：0.05質量％以下、Ni：0.05質量％以下、Cr：0.30質量％以下、Mo：0.10質量％以下、Nb：0.040質量％以下、V：0.010質量％以下、Ti：0.010～0.040質量％、B：0.0015～0.0040質量％、Al：0.030質量％以下、O：0.020～0.040質量％、N：0.007質量％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ下記(1)式で算出されるPcmが0.140～0.180の範囲内を満たし、
    前記外面側の溶接金属が、C：0.030～0.060質量％、Si：0.50質量％以下、Mn：0.80～1.80質量％、Cu：0.05質量％以下、Ni：0.05質量％以下、Cr：0.30質量％以下、Mo：0.20質量％以下、Nb：0.040質量％以下、V：0.010質量％以下、Ti：0.010～0.040質量％、B：0.0015～0.0060質量％、Al：0.030質量％以下、O：0.020～0.040質量％、N：0.007質量％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ下記(1)式で算出されるPcmが0.140～0.185の範囲内を満たすことを特徴とする溶接鋼管。
    Pcm＝[C]＋[Si]／30＋（[Mn]＋[Cu]＋[Cr]）／20＋[Ni]／60＋[Mo]／15＋[V]／10＋５[B] ・・・(1)
    [C]：溶接金属のC含有量（質量％）
    [Si]：溶接金属のSi含有量（質量％）
    [Mn]：溶接金属のMn含有量（質量％）
    [Cu]：溶接金属のCu含有量（質量％）
    [Cr]：溶接金属のCr含有量（質量％）
    [Ni]：溶接金属のNi含有量（質量％）
    [Mo]：溶接金属のMo含有量（質量％）
    [V]：溶接金属のV含有量（質量％）
    [B]：溶接金属のB含有量（質量％）
  2. 請求項１に記載の溶接鋼管の製造方法であって、
    前記組成の板厚6～20mmの鋼板を円筒状に成形し、前記鋼板の幅方向両端部を突き合わせて内面側および外面側ともに１層盛のサブマージアーク溶接で溶接して前記内面側および前記外面側の溶接金属にする溶接鋼管の製造方法。
  3. 前記内面側および前記外面側の前記サブマージアーク溶接のフラックスとして、下記(2)式で算出されるB.I.が1.0～2.2の範囲内を満たすものを使用する請求項２に記載の溶接鋼管の製造方法。
    B.I.＝（[CaO]＋[CaF2]＋[MgO]＋0.5[MnO]）／{[SiO2]＋0.5（[Al2O3]＋[TiO2]）} ・・・(2)
    [CaO]：フラックスのCaO含有量（質量％）
    [CaF2]：フラックスのCaF2含有量（質量％）
    [MgO]：フラックスのMgO含有量（質量％）
    [MnO]：フラックスのMnO含有量（質量％）
    [SiO2]：フラックスのSiO2含有量（質量％）
    [Al2O3]：フラックスのAl2O3含有量（質量％）
    [TiO2]：フラックスのTiO2含有量（質量％）
  4. 前記内面側の溶接入熱ＱB（kJ／mm）が下記(3)式を満たし、前記外面側の溶接入熱ＱF（kJ／mm）が下記(4)式を満たす条件で前記サブマージアーク溶接を行なう請求項２又は３に記載の溶接鋼管の製造方法。
    1.3×exp(0.045×ｔ)≦ＱB≦1.9×exp(0.048×ｔ) ・・・(3)
    1.3×exp(0.045×ｔ)≦ＱF≦1.9×exp(0.048×ｔ) ・・・(4)
    ｔ：鋼板の板厚（mm）
  5. 前記サブマージアーク溶接が多電極サブマージアーク溶接である請求項２から４のいずれか１項に記載の溶接鋼管の製造方法。
  6. 内面側の１層盛の溶接を行った後、外面側の１層盛の溶接を行う請求項２から５のいずれか１項に記載の溶接鋼管の製造方法。
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