JPH10324950A

JPH10324950A - 高強度溶接鋼構造物およびその製造方法

Info

Publication number: JPH10324950A
Application number: JP10056381A
Authority: JP
Inventors: Masahiko Hamada; 昌彦濱田; Yuichi Komizo; 裕一小溝; Takeshi Kadonaga; 猛門長
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-03-26
Filing date: 1998-03-09
Publication date: 1998-12-08

Abstract

(57)【要約】【課題】低温靭性に優れるＴＳ９００ＭＰａ以上の高強
度溶接鋼構造物およびその製造方法の提供。【解決手段】母材はマルテンサイトと下部ベイナイトの
混合組織からなるＴＳ９００ＭＰａ以上の鋼材であり、
溶接金属は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．０２〜０．６％、Ｍｎ：０．６％〜３％、Ａ
ｌ：０．００４％〜０．０８％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０３％、Ｏ（酸素）：０．０６％以下、Ｂ：０．０
００２〜０．００５％、任意元素としてＣｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂを含み、0.25≦Pcm≦0.32 0.6≦
Al/O≦1.4 の２つの不等式を満足する鋼である高強度溶
接鋼構造物およびその製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、９００ＭＰａ以上
の引張強さ（ＴＳ）、および低温靭性に優れる溶接鋼
管、パイプライン、海洋構造物、圧力容器、タンク等の
高強度溶接鋼構造物およびその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】天然ガス、原油等を長距離輸送するパイ
プラインでは操業圧力の上昇に伴って輸送効率が改善さ
れ、天然ガス等の輸送コストが低減される。操業圧力を
高めるためには、パイプの肉厚を増加させるか、または
パイプ材を高強度化することが必要となる。パイプの厚
肉化は現地での溶接施工能率の低下と重量増加分の地盤
強化等の問題を生じる。このような背景のもと、溶接鋼
管に対する高強度化のニーズが高まっており、たとえば
近年、米国石油協会（ＡＰＩ）によって、降伏強さ(Ｙ
Ｓ)５５１ＭＰａ以上で、かつＴＳ６２０ＭＰａ以上の
Ｘ８０グレードの溶接鋼管が規格化され実用に供されて
いる。

【０００３】溶接鋼管の高強度化に関しては、Ｘ８０グ
レード溶接鋼管の製造技術をもとにＸ１００グレード
（ＹＳ：６８９ＭＰａ以上、ＴＳ：７６０ＭＰａ以上）
程度までが製造可能であることが明らかにされている。
また、低温靭性と現地溶接性に優れた、ＴＳ９５０ＭＰ
ａ以上の高張力鋼の提案もなされている（特開平８−１
０４９２２号公報、特開平８−２０９２９１号公報
等）。

【０００４】低温靭性および比較的小入熱での耐低温割
れ特性という項目に限定すれば、上記の技術開発により
高強度溶接鋼管用の鋼材の製造がたしかに可能になっ
た。しかしながら、高強度溶接鋼管には、前記の高張力
鋼だけでなく靭性を備えた高強度の溶接金属が不可欠で
ある。従来より溶接金属の靭性は組織を微細化すること
により改善されることが知られている。具体的には、微
量のＴｉおよびＢを溶接金属中に含ませて、Ａｌ／Ｏ
（酸素）を調整することにより微細な“アシキュラーフ
ェライト”を生成させた溶接金属が広く実用化されてい
る。しかし、一般に、アシキュラーフェライトでは強度
的に限界があり、ＴＳ９００ＭＰａ以上を安定して確保
することは不可能である。したがって、靭性を備えたう
えでＴＳ９００ＭＰａを確保するには別の手法を用いな
ければならない。とくに、施工能率を高めるために溶接
入熱を大きくした場合、溶接金属の冷却速度が小さくな
るので、ＴＳ９００ＭＰａ以上の確保が困難になる。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、最大
１０ｋＪ／ｍｍ程度までの入熱で溶接した場合でも低温
靭性を備え、ＴＳ９００ＭＰａ以上を有する高強度溶接
鋼構造物（溶接鋼管、パイプライン、海洋構造物等）お
よびその製造方法を提供することにある。とくに、溶接
金属において下記の性能を有する溶接鋼管を提供するこ
とを目的とする。

【０００６】引張性能：ＴＳ≧９００ＭＰａ衝撃性能：上部棚エネルギー≧８０Ｊ、破面遷移温度v
Ｔs≦−５０℃

【０００７】

【課題を解決するための手段】鋼は、一般に、低温ほど
脆くなり、小さな欠陥から脆性亀裂を発生しやすくなる
性質を有する。破面遷移温度vＴsは、通常の非破壊検査
では発見できない程度の小さな欠陥からは脆性破壊が発
生しない温度の目安を与える。このvＴsが低温度ほど脆
性破壊が発生しにくい。一方、上部棚エネルギーは、延
性破壊が進行するときにいかに多くのエネルギーを必要
とするかの指標を与え、この値が大きいほど溶接鋼管の
不安定延性破壊が生じにくい。

【０００８】本発明者らは前記課題を解決するために、
サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）およびガスメタルアー
ク溶接（ＧＭＡＷ）による種々の溶接継手を作製し、強
度および低温靭性を調査した。具体的には種々の組成を
有する母材、ワイヤおよび塩基度の異なるフラックスを
用いることによって溶接金属の金属成分および溶接金属
中の酸素濃度を変化させた。ＳＡＷ法による溶接金属中
の酸素は、主にフラックスの組成によって調節した。こ
のようにして得られた溶接金属について低温靭性の試験
を行い下記の事項を確認することができた。

【０００９】ａ）図１に示すように、溶接金属のＴＳは
Ｐｃｍの増加に伴って上昇し、Ｐｃｍが０．２５％以上
になると、ＴＳ９００ＭＰａ以上になるものが現れる。

【００１０】ｂ）ＴＳが９００ＭＰａ以上の溶接金属で
は下部ベイナイトが顕著に生成している。これに対し
て、ＴＳが９００ＭＰａに満たない溶接金属は、主に微
細なアシキュラーフェライトからなる組織を有してい
る。

【００１１】ｃ）同一のＰｃｍを有する溶接金属で比較
した場合、Ａｌ／Ｏ（酸素）が０．６以上でＴＳの上昇
が顕著に生じる。また、Ｐｃｍが０．２５％以上の場
合、Ａｌ／Ｏの上昇にともない下部ベイナイトが増加
し、Ａｌ／Ｏが１．２以上では下部ベイナイトが主体と
なる。その間の範囲では、アシキュラーフェライトと下
部ベイナイトの混合組織のみで、上部ベイナイトはほと
んど認められない。

【００１２】ｄ）Ａｌ／Ｏの上昇に伴って組織がアシキ
ュラーフェライトから上部ベイナイトに変化する場合に
は著しい破面遷移温度の劣化（上昇）が生じるが、アシ
キュラーフェライトから下部ベイナイトに変化する場合
には靭性の劣化はほとんど生じない。

【００１３】ｅ）上部棚エネルギーは、溶接金属の強度
上昇および酸素量の増加に伴って低下する。

【００１４】本発明の要旨は下記の高強度溶接鋼構造物
およびその製造方法にある。とくに断らないかぎり、合
金元素の「％」は「重量％」を表示することとする。

【００１５】（１）：母材および溶接金属を備える溶
接鋼構造物であって、当該母材は、その金属組織が実質
的にマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織からな
り、かつＴＳ９００ＭＰａ以上を有する鋼材であり、当
該溶接金属は、Ｏ（酸素）：０．０６％以下を含み、下
記およびを満足し、かつＴＳ９００ＭＰａ以上を有
する鋼である高強度溶接鋼構造物。

【００１６】 : 0.25≦Pcm≦0.32 Pcm=C+(Si/30)+(Mn/20)+(Ni/60)+(Cu/20)+(Cr/20)+(Mo/
15)+(V/10)+5B : 0.6≦Al／O(酸素)≦1.4 およびにおける元素記号はその合金元素の鋼中での
含有率（重量％）を表示する。

【００１７】（２）：母材および溶接金属を備える溶
接鋼構造物であって、当該母材は、その金属組織が実質
的にマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織からな
り、ＴＳ９００ＭＰａ以上を有する鋼材であり、当該溶
接金属は、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２
〜０．６％、Ｍｎ：０．６〜３％、Ａｌ：０．００４〜
０．０８％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｏ（酸
素）：０．０６％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００５
％、Ｃｕ：０〜１．２％、Ｎｉ：０〜３％、Ｃｒ：０〜
１．２％、Ｍｏ：０〜１％、Ｖ：０〜０．０５％、お
よびＮｂ：０〜０．０５％を含有し、かつ、前記およ
びを満足する鋼である高強度溶接鋼構造物。

【００１８】（３）：溶接金属のＴＳが、母材のＴＳ
に比して２０〜１５０ＭＰａ高い（１）または（２）の
高強度溶接鋼構造物。

【００１９】（４）：母材はＢ：０．０００２〜０．
００２５％を含みＣeqが０．４〜０．５８％であり、か
つ溶接金属は母材に比してＣeqが０．０８〜０．３％高
い（３）の高強度溶接鋼構造物。

【００２０】（５）：母材は、実質的にＢを含まず、
Ｃeqが０．５３〜０．７％であり、かつ溶接金属は母材
に比してＣeqが０．０５〜０．２％高い（３）の高強度
溶接鋼構造物。

【００２１】（６）：鋼板を管状に曲げ加工し、その
鋼板の突き合わされた端部同士を、ＳＡＷ法によりシー
ム溶接することによる高強度溶接鋼構造物が溶接鋼管で
ある上記（１）〜（５）のいずれかに記載する高強度溶
接鋼構造物の製造方法。

【００２２】（７）：入熱３〜１０ｋＪ／ｍｍのＳＡ
Ｗ法によりシーム溶接することによる高強度溶接鋼構造
物が溶接鋼管である（１）〜（５）に記載する高強度溶
接鋼構造物の製造方法。

【００２３】（８）：ＴＳ９００ＭＰａ以上の鋼管の
端部同士を突き合わせて、ＧＭＡＷ法により円周溶接
し、Ｏ（酸素）：０．０６％以下を含み、前記および
を満たし、かつＴＳ９００ＭＰａ以上の溶接金属を形
成するパイプラインの製造方法。

【００２４】（９）：ＴＳ９００ＭＰａ以上の鋼管の
端部同士を突き合わせて、ＧＭＡＷ法により円周溶接
し、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２〜０．
６％、Ｍｎ：０．６〜３％、Ａｌ：０．００４〜０．０
８％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｏ（酸素）：
０．０６％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００５％、Ｃ
ｕ：０〜１．２％、Ｎｉ：０〜３％、Ｃｒ：０〜１．２
％、Ｍｏ：０〜１％、Ｖ：０〜０．０５％、およびＮ
ｂ：０〜０．０５％を含有し、かつ、前記およびを
満足する溶接金属を形成するパイプラインの製造方法。

【００２５】（１０）：その円周溶接部の溶接金属の
ＴＳが母材に比して２０〜１５０ＭＰａ高い（８）また
は（９）の製造方法。

【００２６】上記（１）、（２）、（３）、（４）およ
び（５）において、母材は主として厚鋼板を対象とする
が、熱延鋼板、継目無鋼管、または溶接鋼管であっても
よい。上記の各発明において母材が溶接鋼管の場合に
は、発明の対象である溶接鋼構造物はパイプラインとな
る。「溶接鋼構造物」は海洋構造物、タンク等の構造物
であってもよい。母材の大部分が上記の鋼であれば、他
の金属の付属物が取り付けられていても、当然、本発明
に含まれる。

【００２７】一方、（６）および（７）の発明において
は、母材は厚鋼板または熱延鋼板であり、発明の対象で
ある“溶接鋼構造物の製造方法”は、“溶接鋼管の製造
方法”に限られる。また、（８）、（９）および（１
０）において、母材は継目無鋼管または溶接鋼管であ
り、発明の対象である“溶接鋼構造物の製造方法”は、
“パイプラインの製造方法”に限られる。

【００２８】（１）、（２）、（３）、（４）および
（５）の「溶接鋼構造物」は、ＳＡＷ法またはＧＭＡＷ
法で溶接されたものでなくても該当する。

【００２９】（７）における溶接入熱は、多電極１プー
ル溶接の場合は、１パスあたりの各電極の入熱の合計を
さす。

【００３０】（１）、（２）、（３）、（４）および
（５）において、母材を溶接鋼管とした場合、母材であ
る溶接鋼管はもともと鋼板であった部分および溶接金属
の部分とからなるが、母材についての金属組織の限定
“マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織”は、も
ともと鋼板であった部分に対してのみ適用し溶接金属部
には適用しない。炭素当量の限定も同様にもともと鋼板
であった部分にのみ適用する。このとき、「溶接金属」
は、円周溶接部の溶接金属の溶接金属およびシーム溶接
部の溶接金属が該当する。

【００３１】

【発明の実施の形態】つぎに本発明を上記のように限定
した理由について説明する。

【００３２】１．母材ＴＳおよび金属組織：本発明はＴＳ９００ＭＰａ以上の
高強度溶接鋼構造物を対象とするので、母材のＴＳは９
００ＭＰａ以上でなければならない。かつ、良好な靭性
を母材において確保するために、母材の金属組織はマル
テンサイトと下部ベイナイトの混合組織とする。マルテ
ンサイト単相の場合、または上部ベイナイトが部分的に
生成した場合には、母材の靭性は目標レベルに到達しな
い。

【００３３】上記の発明（８）および（９）では、母材
である鋼管はＴＳ９００ＭＰａ以上であることのみを限
定する。しかしながら、溶接鋼管の鋼板の部分（溶接金
属以外の部分）または継目無鋼管の金属組織はマルテン
サイトと下部ベイナイトの混合組織であることが望まし
く、かつ炭素当量もＢの有無に応じて上記の範囲にある
ことが望ましい。

【００３４】ＢおよびＣeq：Ｂは必要に応じて添加す
る。肉厚の表層部から中心部にいたる部位で、上記混合
組織とするためには焼入性を調整する必要がある。Ｃ、
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの焼入性に及ぼ
す効果は、炭素当量Ｃeqに取り入れられ炭素当量Ｃeqに
よって評価される。また、ＢはＣeqに取り入れられてい
ないが、微量で焼入性に大きく寄与するので、Ｂの焼入
性への寄与は考慮されなければならない。

【００３５】Ｂを添加する場合、焼入性が過大となり焼
きの入りすぎた金属組織となることを避けるために、Ｂ
フリー鋼よりも、炭素当量を下げる。すなわち、炭素当
量Ｃeqの範囲は０．４〜０．５８％とする。Ｃeqが０．
４％未満の場合には、Ｂの効果が十分に得られたとして
も、ＴＳ９００ＭＰａを確保することができないので、
Ｃeqは０．４％以上とする。一方、Ｃeqが０．５８％を
超えるとＢの効果が付加されると焼入性が過大となり、
靭性が劣化するので、０．５８％以下とする。

【００３６】Ｂの効果を確保する場合には、Ｂは０．０
００２％以上の含有率とする。一方、０．００２５％を
超えるとＨＡＺの靭性が著しく劣化するので０．００２
５％を上限とすることが望ましい。ＨＡＺの靭性と焼入
性を両方とも十分確保するには０．０００５〜０．００
２％とするのが望ましい。

【００３７】ＢはＨＡＺの溶接金属に隣接した領域では
焼入性を向上させる効果を有しないので、Ｃeqが低下し
た分だけ硬化の程度は小さく、溶接割れ感受性を低下さ
せる。しかしながら、Ｂは、マルテンサイトと下部ベイ
ナイトの成長方向の平均長さを大きくする傾向にあるの
で、溶接割れ感受性を多少高くしてもよいときであっ
て、靭性をきわめて良好なものとする場合にはＢは用い
ない。Ｂは０．０００２％未満では効果を発揮しないの
で、実質的にＢを含まない場合、すなわちＢフリー鋼と
は、Ｂ：０．０００２％未満の範囲の場合をさす。Ｂフ
リー鋼では、母材の焼入性を確保するためにＣeqは０．
５３〜０．７％の範囲とする。Ｃeqが０．５３％未満で
は、焼入性が不足して９００ＭＰａ以上のＴＳを確保で
きず、一方、０．７を超えると焼きが入りすぎアレスト
性が劣化するので０．７％を上限とする。

【００３８】２．溶接金属溶接鋼構造物の溶接金属の組成範囲を上記のように限定
した理由はつぎの通りである。

【００３９】Ｏ（酸素）：０．０６％以下Ｏは溶接金属に大部分酸化物として含有される成分であ
る。Ｏの増加はシャルピー衝撃試験の上部棚エネルギー
を減少させる。このため、Ｏは低いほど好ましく、その
許容できる上限値は０．０６％、好ましくは０．０４％
である。Ｏは低ければ低いほど好ましいが、一般的に行
われる溶融溶接（ＳＡＷ、ＧＭＡＷ、レーザー溶接等）
では０．００５％程度が限界である。ＳＡＷ法において
Ｏを０．０６％以下とするためには、後記する５．溶接
方法にて定義するフラックスの塩基度を１．０以上とす
ることが望ましい。

【００４０】Ａｌ／Ｏ（酸素）：０．６〜１．４溶接金属中のＡｌとＯの重量％比（Ａｌ／Ｏ）が０．６
未満である場合には、組織はアシキュラーフェライト主
体となり十分な強度が得られない。Ａｌ／Ｏが０．６を
超えるとアシキュラーフェライトが減少しはじめ、かつ
強度の上昇が起きる。Ａｌ／Ｏが１．２を超えるとアシ
キュラーフェライトは実質的には生じなくなり、Ａｌ／
Ｏの上昇に伴う強度の上昇は緩やかになる。Ａｌ／Ｏの
過度の上昇は、強度の上昇を伴わないばかりかＡｌ酸化
物の粗大化を招き靭性に悪影響を及ぼすため、その上限
を１．４とする。なお、好ましくは下限値を０．８、上
限値を１．２とする。溶接金属のＡｌ／Ｏを０．６〜
１．４の範囲に入れる方法については、後記する５．溶
接方法において説明する。

【００４１】Ｐｃｍ：０．２５〜０．３２％溶接金属の強度および靭性を確保するためには、上述の
ように個々の元素の範囲を限定するだけでは不十分であ
り、Ｐｃｍの範囲に制限を設ける必要がある。Ｐｃｍが
０．２５％未満では十分な強度が得られず、かつ下部ベ
イナイトが生成せずに、上部ベイナイトが生成するため
破面遷移温度が著しく劣化する。一方、０．３２％を超
えると強度が上昇しすぎ上部棚エネルギーが低下し目標
性能を達成できない。また、耐低温割れ感受性能の向上
の観点からもＰｃｍは低い方が望ましいつぎに説明する
ように各合金元素を限定する場合は、溶接金属の“ＴＳ
９００ＭＰａ以上”という条件は自動的に満たされ、Ｔ
Ｓについての限定は必要ない。しかしながら、各合金元
素を限定しない場合は、上記のＯ、Ａｌ／ＯおよびＰｃ
ｍの制限に加えて、溶接金属はＴＳ９００ＭＰａ以上な
ければならない。

【００４２】上記したように、各合金元素について次に
示すような制限を加える場合は、ＴＳについての限定は
必要ない。

【００４３】Ｃ：０．０１〜０．１５％Ｃは溶接金属の強度を確保するために、０．０１％以上
とする。一方、過剰なＣは炭化物の析出量の増加および
炭化物の粗大化を招き靭性を劣化させるので、その上限
を０．１５％とする。さらに良好な靭性とするには０．
１％以下、さらに望ましくは０．０８％以下とするのが
よい。

【００４４】Ｓｉ：０．０２〜０．６％Ｓｉは溶接金属の強度を向上し、脱酸効果を有する元素
である。その効果を得るために、溶接金属中のＳｉは
０．０２％以上とする。しかし、過剰なＳｉは溶接金属
の靭性低下の原因となるとともに耐割れ感受性の劣化を
生ずるので、その上限を０．６％とする。

【００４５】Ｍｎ：０．６〜３％ＭｎはＳｉと同様、溶接金属の強度を向上させ、脱酸効
果を有する元素である。その効果を得るために、下限を
０．６％とする。しかし、３％を超えると溶接金属の靭
性低下の原因となるとともに耐割れ感受性の劣化を生ず
るので、その上限を３％とする。靭性および耐割れ性を
さらに良好にするためには２．５％以下、さらに望まし
くは１．７％以下とするのがよい。

【００４６】Ａｌ：０．００４〜０．０８％Ａｌは脱酸剤として重要な元素であり、その効果を確保
するために、下限は０．００４％とする。一方、過剰な
Ａｌは粗大な介在物の生成原因となるので、その上限値
を０．０８％とする。Ａｌは、本発明においては、溶接
金属の組織制御を通して溶接金属の強度を向上させる非
常に重要な元素である。この効果を十分発揮させるため
に、後述するように酸素濃度との関係でも制限を設け
る。

【００４７】Ａｌが０．００４％のとき、Ａｌ／Ｏ（酸
素）を１．４以下にするためにはＯは０．００２９％以
上必要であるが、この条件はＯ（酸素）の範囲の記載に
おいて示したとおり、問題無く満たされる。

【００４８】Ｔｉ：０．００３〜０．０３％Ｔｉは脱酸材として重要な元素であり、また、微量のＢ
がＮと結合するのを防ぎＢの焼入性向上を確保して、ア
シキュラーフェライトを抑制し下部ベイナイトの生成を
促進するのに有効である。その効果を得るために、下限
は０．００３％とする。一方、過剰なＴｉはＴｉＣの析
出を生じ溶接金属の靭性を著しく劣化させるので、その
上限値を０．０３％とする。

【００４９】Ｂ：０．０００２〜０．００５％Ｂは微量で焼入性を著しく上昇させ溶接金属の高強度化
に寄与するので、０．０００２％以上とする。一方、過
剰のＢは耐溶接割れ性の劣化を生じるので、その上限値
を０．００５％とする。さらに良好な耐溶接割れ性を確
保するためには０．００４％以下、望ましくは０．００
３％以下とするのがよい。

【００５０】Ｃｕ：０〜１．２％Ｃｕは含まなくてもよい。Ｃｕは析出硬化により強度向
上に寄与するのでより高強度とする場合には添加する。
しかし、１．２％を超えると溶接割れを発生しやすくな
るので、含有させる場合でも１．２％以下とする。さら
に耐溶接割れ性を高めるために０．８％以下、望ましく
は０．６％以下とするのがよい。

【００５１】Ｎｉ：０〜３％Ｎｉは含まなくてもよい。Ｎｉは靭性を高める効果が大
きいので、より高靭性とする場合には添加する。しか
し、３％を超えると溶接時に湯流れが悪くなり溶接欠陥
を生じ易くなるので含有させる場合でも３％以下とす
る。

【００５２】Ｃｒ：０〜１．２％Ｃｒは含まなくてもよい。Ｃｒは焼入性の向上に有効な
ので、溶接入熱を高くして冷却速度が遅くなりアシキュ
ラーフェライトが生成しやすい場合には添加する。しか
し、１．２％を超えると溶接割れを発生しやすくなるの
で、含有させる場合でも１．２％以下とする。

【００５３】Ｍｏ：０〜１％Ｍｏは含まなくてもよい。Ｍｏは焼入性の向上および析
出硬化を生じ強度上昇に有効なので、溶接入熱を高める
場合、または高強度とする場合には添加する。しかし、
１％を超えると溶接割れを発生しやすくなるので含有さ
せる場合でも１％以下とする。

【００５４】Ｖ：０〜０．０５％Ｖは含まなくてもよい。Ｖは析出硬化を生じ強度上昇に
有効なので、より高強度とする場合には添加する。しか
し、０．０５％を超えると溶接割れを発生しやすくなる
ので、含有させる場合でも０．０５％以下とする。

【００５５】Ｎｂ：０〜０．０５％Ｎｂは含まなくてもよい。Ｎｂは焼入性の向上と析出硬
化を通じて強度上昇に寄与するので、より高強度とする
場合には添加する。しかし、０．０５％を超えると溶接
割れ性を劣化させるので、含有させる場合でも０．０５
％以下とする。

【００５６】さらに、Ｐ、Ｓ等の不可避的不純物は少な
い方が望ましいが、溶接金属において、Ｐ：０．０３％
以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．０１％以下であれ
ば本発明の特徴をなんら損なうものではない。

【００５７】なお、溶接金属の組成は、ＳＡＷおよびＧ
ＭＡＷともに、主としてワイヤによって添加されるが、
母材、ワイヤ、フラックスのいずれから添加してもよ
く、最終的に得られた溶接金属の成分が上記範囲内にあ
れば本発明の特徴をなんら失うことはない。

【００５８】３．溶接鋼構造物における母材と溶接金属
のマッチング溶接鋼構造物において、母材と溶接金属とが上記の範囲
にあれば、両者のマッチングのためにとくに気を使う必
要はない。しかし、欠陥を発生しやすい溶接金属に母材
と同等の歪を負担させないために、つぎのようなマッチ
ング条件を設ける。

【００５９】△ＴＳ：２０〜１５０ＭＰａ溶接金属のＴＳを母材のそれに比べて２０〜１５０ＭＰ
ａ高くする。溶接金属のＴＳを母材よりも高くする理由
は、荷重がかかったときに発生する歪を母材に多く負担
させるためである。欠陥のある確率の高い溶接金属に歪
を負担させると欠陥部に歪が集中し、その欠陥部から脆
性亀裂が発生しやすいからである。溶接金属のＴＳが母
材よりも２０ＭＰａ未満しか高くない場合には、溶接金
属は歪の負担から十分免れることはできず、内在する欠
陥部から脆性破壊を発生する可能性が残る。一方、この
値が１５０ＭＰａを超えると、溶接金属の強度が過大と
なり靭性が著しく劣化し、たとえわずかの歪でも脆性破
壊が発生する。

【００６０】△Ｃeq：つぎに炭素当量にも母材のそれと
の差異を設ける理由について説明する。溶接金属中に
は、母材の数十倍の濃度のＯ（酸素）が含まれる。この
高濃度の酸素は酸化物を形成し、変態（アシキュラーフ
ェライトまたは下部ベイナイト）の核発生サイトとな
る。これは、靭性を向上するために利用されるが、他
方、マルテンサイトを生成しにくいために、同じＣeqで
比較したときに母材よりも強度は低くなる。溶接金属が
ポーラスであることも母材に比較して強度が低くなるも
う１つの大きな理由である。

【００６１】図２は、Ｂ含有鋼およびＢフリー鋼のＴ
Ｓ、ならびにこれらをＳＡＷ法（入熱５ｋＪ／ｍｍ）で
溶接したときの溶接金属のＴＳに及ぼすＣeqの影響を示
す図である。この図から、溶接金属のＣeqは母材のそれ
よりも高く設定する必要があることが分かる。かつ、Ｂ
含有鋼の場合はＢフリー鋼よりも、母材と溶接金属の△
Ｃeqを大きくとらなければならないことも分かる（溶接
金属のＴＳに対してはＢの影響は認められない）。

【００６２】Ｂフリー鋼の溶接鋼構造物において、溶接
金属のＣeqを母材のそれよりも０．０５〜０．２％高く
する。△Ｃeqが０．０５％未満では、△ＴＳが上記の範
囲に入らず、上記した溶接金属と母材のマッチングが図
れない。一方、△Ｃeqが０．２％を超えると溶接金属の
ＴＳが高くなりすぎ、溶接金属の靭性が劣化するので△
Ｃeqの上限は０．２％とする。

【００６３】Ｂ含有鋼においては、△ＣeqはＢフリー鋼
よりも大きくとる必要があり、０．０８〜０．３％の範
囲とする。この△Ｃeqの上限および下限の理由は、Ｂフ
リー鋼の場合と同様である。

【００６４】ＳＡＷ法またはＧＭＡＷ法のワイヤについ
てはとくに限定することはしないが、つぎの組成の鋼の
ワイヤ等を用いることが望ましい。

【００６５】４．ワイヤＣ：０．０２〜０．２％ワイヤ中のＣは溶接金属のＣを適量にして強度を確保す
るために含まれる。その効果を得るために、Ｃの下限は
０．０２％とすることが望ましい。一方、Ｃが過剰にな
ると溶接割れを発生するので、その上限を０．２％とす
るのがよい。

【００６６】Ｓｉ：０．２５〜０．９％Ｓｉは溶接金属の強度を確保すると同時に脱酸剤として
重要な元素である。その効果を得るために下限を０．２
５％とするのがよい。一方、過剰なＳｉは溶接金属の靭
性低下の原因となるとともに耐割れ感受性の劣化を生ず
ることから、その上限を０．９％とすることが望まし
い。

【００６７】Ｍｎ：０．７〜４％ＭｎはＳｉと同様、溶接金属の強度を確保すると同時に
脱酸剤として重要な元素である。その効果を得るため
に、下限を０．７％とするのがよい。しかし、ワイヤ中
の過剰なＭｎは溶接金属の過剰なＭｎの原因となり、溶
接金属の靭性低下および耐割れ感受性の劣化を生ずるの
で、その上限を４％とすることが望ましい。

【００６８】Ａｌ：０．０２〜０．２％Ａｌは脱酸剤として重要な元素であり、その効果を得る
にワイヤ中のＡｌの下限は０．０２％とするのが望まし
い。一方、過剰なＡｌは溶接金属中に粗大な介在物の生
成させるので上限を０．２％とするのがよい。

【００６９】Ｏ：０．０１％以下ワイヤは溶鋼の精錬を経て製造されるので、ワイヤ中の
酸素は溶接金属中に比較して低いが、０．０１％を超え
ると加工性を劣化させ、後述する溶接金属中に生成する
酸化物にも悪影響を及ぼすので０．０１％以下とするの
が望ましい。ワイヤ中の酸素は低いほどよい。

【００７０】Ｔｉ：０．０１〜０．０５％Ｔｉは脱酸材として重要な元素である。また、ワイヤは
連続鋳造法を経て製造されるのが普通であるが、Ｔｉが
０．０１％未満では連続鋳造ビレットの表面にひび割れ
を生じるので健全なワイヤを得るため０．０１％以上と
することが望ましい。一方、過剰なＴｉは溶接金属中に
多量のＴｉＣを生じ溶接金属の靭性を著しく劣化させる
ので、その上限値を０．０５％とするのがよい。

【００７１】Ｃｕ：０〜１．２％Ｃｕは含まなくてもよい。Ｃｕは鋼中にεＣｕを析出し
て強度上昇に有効なので、より高強度とする場合には含
有させる。含有させる場合、１．２％を超えると溶接金
属に割れを生じる場合があるので１．２％以下にするの
がよい。

【００７２】Ｎｉ：０〜３％、Ｎｉは含まなくてもよ
い。Ｎｉは溶接金属の靭性を向上させる作用があるの
で、とくに高靭性を指向する場合には含有させる。含有
させる場合、３％を超えると、溶接時に湯流れが悪くな
り溶接能率が低下するので、上限を３％以下とすること
が望ましい。

【００７３】Ｃｒ：０〜１．２％、Ｃｒは含まなくても
よい。Ｃｒは焼入性を向上させる作用があるので、より
入熱を高めた結果、溶接金属の冷却速度が遅くなり、下
部ベイナイトが生成しにくい場合には含ませる。Ｃｒを
含む場合、１．２％を超えると溶接割れを生じ易くなる
ので１．２％以下とするのがよい。

【００７４】Ｍｏ：０〜１％、Ｍｏは含まなくてもよ
い。Ｍｏは焼入性を高め、かつ析出硬化を生じともに強
度向上に寄与するので、溶接入熱を高める場合にはＭｏ
を含ませる。Ｍｏを含む場合、１％を超えると溶接割れ
の危険性が高くなるので１％以下とするのがよい。

【００７５】Ｖ：０〜０．０８％、Ｖは含まなくても
よい。Ｖは析出硬化を生じ強度上昇に有効なので、より
高強度とする場合には添加する。しかし、０．０８％を
超えると溶接割れが発生しやすくなるので、含有させる
場合でも０．０８％以下とすることが望ましい。

【００７６】Ｎｂ：０〜０．０８％Ｎｂは含まなくてもよい。Ｎｂは焼入性を高め、かつ析
出硬化を生じ強度上昇に寄与するので、溶接入熱が高い
場合、または高強度とする場合には含有させる。しか
し、０．０８％を超えると溶接金属の靭性が著しく劣化
し溶接割れを生じやすくなるので０．０８％以下とする
のがよい。

【００７７】ワイヤ中のＰ、Ｓ、Ｎ等の不可避的不純物
のうちＰ、Ｓ等は溶接金属に移行して溶接金属の靭性を
低下させるので、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％
以下とすることが望ましい。また、Ｎはワイヤの製造に
あたって表面疵に起因して線引き等において問題を発生
しないように０．０１％以下とすることが望ましい。

【００７８】５．溶接方法上記の発明（７）の方法は、入熱３〜１０ｋＪ／ｍｍの
ＳＡＷ法により溶接する製造方法とする。ＳＡＷ法を用
いるのは、つぎに説明するように入熱を容易に高くで
き、したがって溶接能率を高めることができ、かつ外面
からの片側溶接で内面に良好な形状の裏波ビードを形成
しやすいからである。

【００７９】ＳＡＷ法において、入熱３ｋＪ／ｍｍ未満
の場合は冷却速度が大きいためにＴＳは確保しやすい
が、とけ込み不足等の溶接欠陥を発生しやすくなり、か
つ溶接鋼管の縦シームの溶接能率が大きく低下するの
で、入熱は３ｋＪ／ｍｍ以上とする。一方、入熱が１０
ｋＪ／ｍｍを超えると、上記した溶接金属中のＡｌ等の
合金元素を調節してもＴＳ９００ＭＰａ以上を確保する
ことができなくなる。

【００８０】ＳＡＷ法にはワイヤとともにフラックスが
使用されるが、フラックスは、たとえば、ＳｉＯ₂ ：２
０〜４０重量％、ＭｎＯ：約２０重量％、ＣａＯ：１０
〜３０重量％、Ａｌ₂Ｏ₃：５〜２０重量％、ＴｉＯ₂ ：
１〜５重量％、ＣａＦ₂ ：０〜４０重量％を含むいわゆ
る高塩基度フラックスを用いるのがよい。

【００８１】ＳＡＷ法による溶接金属のＡｌ／Ｏを、
０．６〜１．４の範囲に入れるためには、上記した望ま
しいＡｌ含有率（０．０２〜０．２％）を有するワイ
ヤ、および塩基度１．０〜３．０の範囲のフラックスを
用いることが望ましい。ここに、塩基度（BI:Basic Ind
ex）は、BI=(CaO+MgO+CaF₂+0.5MnO)／{SiO₂+0.5(Al₂O₃+
TiO₂)}、で定義される値である。フラックスの塩基度を
１．０以上とすることは、Ｏを０．０６％以下にするた
めにも望ましい。Ａｌ／Ｏを安定して０．６〜１．４の
範囲に入れるためには、ワイヤのＡｌ含有率は０．０２
〜０．１％とし、フラックスの塩基度は１．５〜２．
５、とするほうがさらに望ましい。

【００８２】ＧＭＡＷ法の場合は、溶接入熱はＳＡＷ法
よりも低い範囲とするのがよく、たとえば７ｋＪ／ｍｍ
以下とするのが望ましい。パイプライン敷設時の円周溶
接には、通常、ＧＭＡＷ法が用いられる。ＧＭＡＷ法
で、Ａｌ／Ｏを所定範囲に入れるためには、ＧＭＡＷ法
のワイヤのＡｌ含有率を０．０２〜０．２％とし、雰囲
気を形成するために流すガス組成中のＣＯ₂組成を、５
〜５０体積％、とすることが望ましい。

【００８３】６．溶接鋼管の製造方法上記の（６）および（７）の溶接鋼管の製造方法の発明
は、ＵＯＥ製管法等を想定している。すなわち、鋼板を
Ｕプレスし、Ｏ形断面にさらに加工し、突き合わされた
端面同士をシーム溶接し、拡管（Ｅｘｐａｎｄ）する製
管法等が該当する。

【００８４】

【実施例】

（試験１）試験１ではＳＡＷ法を用いて溶接した高強度
の溶接鋼構造物について説明する。

【００８５】板厚２５ｍｍのマルテンサイトと下部ベイ
ナイトの混合組織を有し、ＴＳ９００ＭＰａ以上を有す
る厚鋼板を母材として、ＳＡＷ法により溶接継手を作製
した。表１はこれら厚鋼板の化学組成を示す。

【００８６】

【表１】

【００８７】ＳＡＷ法におけるワイヤは上記した範囲に
入る組成のものを用いた。表２は、本実験に用いた７種
類のワイヤの化学組成を示す。

【００８８】

【表２】

【００８９】これらワイヤは５００ｋｇまたは１トンの
鋼塊を鍛造および線引きすることにより製造した。フラ
ックスは、ＳｉＯ₂、ＭｎＯ、ＣａＯ、Ａｌ₂Ｏ₃、Ｔｉ
Ｏを上記した範囲内の組成に混合し、塩基度２．１とし
たものを用いた。

【００９０】ＳＡＷ溶接は３電極１プール溶接法により
行った。先行電極は直流（電流９５０Ａ、電圧３０
Ｖ）、つづいて交流（電流８５０Ａ、電圧４５Ｖ）、お
よび交流（電流７５０Ａ、電圧５０Ｖ）の３電極とし、
１プールの状態で溶接が進行するようにした。溶接速度
は１．２ｍ／分、したがって溶接入熱は約５ｋＪ／ｍｍ
とした。また、酸素含有率はフラックスの塩基度を調整
して変化させた。

【００９１】表３および表４は得られた溶接金属の化学
組成を示す一覧表である。

【００９２】

【表３】

【００９３】

【表４】

【００９４】この溶接金属から直径６ｍｍ、平行部長さ
４０ｍｍの丸棒引張試験片を採取しＴＳを測定した。ま
た、溶接金属中央に切り欠きを有するＪＩＳ４号シャル
ピー試験片（１０ｍｍ角、２ｍｍＶノッチ）を採取し、
種々の温度で試験を行い上部棚エネルギーおよび破面遷
移温度を求めた。

【００９５】表５は試験結果を示す。

【００９６】

【表５】

【００９７】比較例である試験番号１〜６はＰｃｍおよ
びＡｌ／Ｏが本発明の下限値を満たさなかったためにＴ
Ｓが９００ＭＰａに達しなかった。

【００９８】比較例である試験番号７〜１７はＡｌ／Ｏ
が本発明の下限値を満たさないために、Ｐｃｍが増加し
ても所望の強度を確保することができなかった。試験番
号１８〜２１は、Ａｌ／Ｏは本発明の範囲内であるがＰ
ｃｍが本発明の下限を満たさないために、ＴＳ９００Ｍ
Ｐａ以上を得られなかった。試験番号１８〜２１のよう
なＰｃｍが低くＡｌ／Ｏの高い溶接金属では上部ベイナ
イトを生成するため他の溶接金属に比べて破面遷移温度
がとくに上昇し靭性がいちじるしく劣化した。

【００９９】試験番号２８（比較例）、本発明例である
２９、３０、３１、３２および比較例の３３は、Ａｌ以
外のほかの成分を揃えてＡｌの影響を検討した結果であ
る。Ａｌが最も低い試験番号２８ではＡｌ／Ｏが本発明
の下限を満たさないため十分なＴＳが得られなかった。
Ａｌの増加とともにＡｌ／Ｏが上昇し、Ａｌ／Ｏが本発
明の範囲内にある試験番号２９、３０、３１、３２では
ＴＳが上昇しＴＳ９００ＭＰａ以上を確保しえた。Ａｌ
／Ｏが本発明の上限を超えた試験番号３３の場合、十分
なＴＳを有するがＡｌ系介在物の粗大化に起因する靭性
劣化、すなわち上部棚エネルギーの低下および破面遷移
温度の上昇が生じた。

【０１００】本発明例である４１、４２および比較例の
４３は、ＡｌとＯ以外のほかの成分を一定として、かつ
Ａｌ／Ｏを一定として酸素の影響を調査した試験結果で
ある。酸素量の増加は著しく上部棚エネルギーを減少さ
せ、かつ、緩やかではあるが破面遷移温度を上昇させる
結果となった。試験番号４３の結果に認められるよう
に、酸素含有率が本発明の上限値を超えた場合には、と
くに悪影響が強く現れた。

【０１０１】試験番号４４はＰｃｍが本発明の上限を超
えた試験であり、靭性の劣化が著しく生じた。これに対
して、本発明例はいずれも９００ＭＰａを超えるＴＳと
高い靭性を備え、満足すべき結果となった。

【０１０２】（試験２）試験２では、高強度溶接鋼構造
物が溶接鋼管である場合について本発明の効果を説明す
る。母材には板厚２０ｍｍの厚鋼板を用いた。この厚鋼
板の化学組成、金属組織およびＴＳはつぎの通りであ
る。

【０１０３】(1)化学組成：0.08%C-0.1%Si-1.2%Mn-0.4%
Cr-1.0%Ni-0.4%Mo-0.02%Nb-0.03%V-0.01%Ti-0.025%Al-
0.001%B(Pcm=0.22、Ceq=0.52)。

【０１０４】(2)金属組織：下部ベイナイトとマルテン
サイトの混合組織 (3)ＴＳ：950 MPa この厚鋼板をＵＯＥ製管法により成形しシーム溶接し、
外径914.4mm(36")の溶接鋼管を製造した。シーム溶接は
ＳＡＷ溶接法を適用し両面１層の溶接により行った。フ
ラックスは試験１と同じものを用いた。溶接入熱量は内
面側を3.2kJ/mm、外面側を4.1kJ/mmとした。

【０１０５】表６は上記溶接によって得られた溶接金属
の化学組成を示す。

【０１０６】

【表６】

【０１０７】本表によれば、O(酸素)は0.027%、Al/O(酸
素)は0.85、かつPcmは0.29であり、本発明の定義範囲内
の化学組成である。この溶接金属について、引張試験お
よび衝撃試験を、（試験１）と同様の方法により行っ
た。

【０１０８】表７は引張試験および衝撃試験の結果を示
す。

【０１０９】

【表７】

【０１１０】ＴＳは1050MPa、-20℃での衝撃値は105J、
かつ破面遷移温度は-53℃と良好な結果が得られた。

【０１１１】（試験３）試験３では、高強度溶接鋼構造
物がパイプラインである場合について、本発明の効果を
説明する。母材としては、（試験２）で製造した溶接鋼
管を用いた。したがって、この溶接鋼管（母材）の厚鋼
板部の化学組成は上記したとおりであり、またシーム溶
接部の化学組成は表６に示す通りである。（試験２）で
製造した溶接鋼管から長さ２００ｍｍの溶接鋼管を切り
出しリングとし、このリングの管端部に３０度の開先加
工を施し、２個のリングを突き合わせたとき６０度の開
先を形成するようにした。この２個のリングを突き合わ
せ円周溶接することにより、パイプラインの円周溶接を
模擬した。この２個のリングを突き合わせるとき、両側
のシーム溶接部同士を意図して合致させなかった。円周
溶接にはＧＭＡＷ溶接法を適用し、ワイヤの化学組成を
変えることにより円周溶接金属の化学組成を変化させ
た。円周溶接にあたっては、溶接金属の品質を一定にす
るために溶接トーチを固定しリングを回転させる、いわ
ゆるpipe-weldingと呼ばれる方法を採用した。その他の
溶接条件は下記に示すとおりである。

【０１１２】(1)溶接ワイヤ：1.2mm 径 (2)電流：250〜300 A (3)電圧：25〜30 V (4)溶接入熱量：2kJ/mm (5) シールドガス： 80%Ar + 20%CO₂ 表８は、上記の円周溶接によって得られた円周溶接継手
の溶接金属の化学組成を示す。

【０１１３】

【表８】

【０１１４】円周溶接部の溶接金属の化学組成は全円周
にわたって均一とみなすことができた。この溶接金属に
ついて上記と同様の試験を行った。

【０１１５】表９は、上記の円周溶接の溶接金属につい
ての試験結果を示す。

【０１１６】

【表９】

【０１１７】試験番号１（比較例）、２（比較例）およ
び６（本発明例）は、ほぼ同一のＯ（酸素）含有率とＡ
ｌ含有率を有する場合にＰｃｍを変化させた例である。
ＴＳはＰｃｍの増加にしたがって上昇する。試験番号１
ではＰｃｍが本発明の下限値を満たさないためにＴＳを
確保することができなかった。一方、試験番号２ではＴ
Ｓが高すぎるために上部棚エネルギーおよび破面遷移温
度が劣化した。これらに対して本発明例である試験番号
６はＴＳおよび衝撃性質ともに良好な性能が得られた。
試験番号３（比較例:(Al/O)=0.41）、７（本発明例:(Al
/O)=0.75）、８（本発明例:(Al/O)=1.12）および４（比
較例:(Al/O)=1.58）は、ＡｌおよびＡｌ／Ｏを変化さ
せ、他の成分はほぼ同一の溶接金属についての試験であ
る。試験番号３では、Ａｌが少なくＡｌ／Ｏが本発明の
下限値を切り、ＴＳを確保できなかった。試験番号４で
は逆にＡｌ／Ｏが本発明の上限を超えたために靭性が劣
化した。また、試験番号５は酸素が本発明の定義範囲を
超えたために靭性を確保できなかった。

【０１１８】これに対して、本発明例である試験番号６
〜８は強度および靭性ともに満足すべき結果が得られ
た。

【０１１９】

【発明の効果】本発明により、低温靭性に優れたＴＳ９
００ＭＰａ以上の溶接鋼管、パイプライン、海洋構造物
等の溶接鋼構造物が得られ、これら構造物を用いる産業
に益するところが大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】溶接金属のＴＳとＰｃｍの関係を示す図であ
る。

【図２】Ｂ含有鋼とＢフリー鋼（実質的にＢの効果を有
しない鋼）の母材のＴＳおよび溶接金属のＴＳに及ぼす
炭素当量Ｃeqの影響を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号ＦＩＣ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 // Ｂ２３Ｋ 101:10

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】母材および溶接金属を備える溶接鋼構造物
であって、当該母材は、その金属組織が実質的にマルテ
ンサイトと下部ベイナイトの混合組織からなり、かつＴ
Ｓ９００ＭＰａ以上を有する鋼材であり、当該溶接金属
は、Ｏ（酸素）：０．０６％以下を含み、下記および
を満足し、かつＴＳ９００ＭＰａ以上を有する鋼であ
る高強度溶接鋼構造物。 : 0.25≦Pcm≦0.32 Pcm=C+(Si/30)+(Mn/20)+(Ni/60)+(Cu/20)+(Cr/20)+(Mo/
15)+(V/10)+5B : 0.6≦Al／O(酸素)≦1.4 およびにおける元素記号はその合金元素の鋼中での
含有率（重量％）を表示する。
【請求項２】母材および溶接金属を備える溶接鋼構造物
であって、当該母材は、その金属組織が実質的にマルテ
ンサイトと下部ベイナイトの混合組織からなり、ＴＳ９
００ＭＰａ以上を有する鋼材であり、当該溶接金属は、
Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２〜０．６
％、Ｍｎ：０．６〜３％、Ａｌ：０．００４〜０．０８
％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｏ（酸素）：０．
０６％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００５％、Ｃｕ：
０〜１．２％、Ｎｉ：０〜３％、Ｃｒ：０〜１．２％、
Ｍｏ：０〜１％、Ｖ：０〜０．０５％、およびＮｂ：
０〜０．０５％を含有し、かつ、下記のおよびを満
足する鋼である高強度溶接鋼構造物。 : 0.25≦Pcm≦0.32 Pcm=C+(Si/30)+(Mn/20)+(Ni/60)+(Cu/20)+(Cr/20)+(Mo/
15)+(V/10)+5B : 0.6≦Al／O(酸素)≦1.4 およびにおける元素記号はその合金元素の鋼中での
含有率（重量％）を表示する。
【請求項３】溶接金属のＴＳが、母材のＴＳに比して２
０〜１５０ＭＰａ高い請求項１または２の高強度溶接鋼
構造物。
【請求項４】母材はＢ：０．０００２〜０．００２５％
を含み下記のＣeqが０．４〜０．５８％であり、かつ
溶接金属は母材に比してＣeqが０．０８〜０．３％高い
請求項３の高強度溶接鋼構造物。：Ceq=C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15}+{(Cr+Mo+V)/5} 元素記号はその合金元素の鋼中での含有率（重量％）を
表示する。
【請求項５】母材は、実質的にＢを含まず、下記のＣ
eqが０．５３〜０．７％であり、かつ溶接金属は母材に
比してＣeqが０．０５〜０．２％高い請求項３の高強度
溶接鋼構造物。：Ceq=C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15}+{(Cr+Mo+V)/5} 元素記号はその合金元素の鋼中での含有率（重量％）を
表示する。
【請求項６】鋼板を管状に曲げ加工し、その鋼板の突き
合わされた端部同士を、サブマージアーク溶接法により
シーム溶接することによる、高強度溶接鋼構造物が溶接
鋼管である請求項１〜５のいずれかに記載する高強度溶
接鋼構造物の製造方法。
【請求項７】入熱３〜１０ｋＪ／ｍｍのサブマージアー
ク溶接法によりシーム溶接することによる、高強度溶接
鋼構造物が溶接鋼管である請求項１〜５のいずれかに記
載する高強度溶接鋼構造物の製造方法。
【請求項８】ＴＳ９００ＭＰａ以上の鋼管の端部同士を
突き合わせて、ガスメタルアーク溶接法により円周溶接
し、Ｏ（酸素）：０．０６％以下を含み、下記のおよ
びを満たし、かつＴＳ９００ＭＰａ以上の溶接金属を
形成するパイプラインの製造方法。 : 0.25≦Pcm≦0.32 Pcm=C+(Si/30)+(Mn/20)+(Ni/60)+(Cu/20)+(Cr/20)+(Mo/
15)+(V/10)+5B : 0.6≦Al／O(酸素)≦1.4 およびにおける元素記号はその合金元素の鋼中での
含有率（重量％）を表示する。
【請求項９】ＴＳ９００ＭＰａ以上の鋼管の端部同士を
突き合わせて、ガスメタルアーク溶接法により円周溶接
し、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２〜０．
６％、Ｍｎ：０．６〜３％、Ａｌ：０．００４〜０．０
８％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｏ（酸素）：
０．０６％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００５％、Ｃ
ｕ：０〜１．２％、Ｎｉ：０〜３％、Ｃｒ：０〜１．２
％、Ｍｏ：０〜１％、Ｖ：０〜０．０５％、およびＮ
ｂ：０〜０．０５％を含有し、かつ、下記およびを
満足する溶接金属を形成するパイプラインの製造方法。 : 0.25≦Pcm≦0.32 Pcm=C+(Si/30)+(Mn/20)+(Ni/60)+(Cu/20)+(Cr/20)+(Mo/
15)+(V/10)+5B : 0.6≦Al／O(酸素)≦1.4 およびにおける元素記号はその合金元素の鋼中での
含有率（重量％）を表示する。
【請求項１０】その円周溶接部の溶接金属のＴＳが母材
に比して２０〜１５０ＭＰａ高い請求項８または９の製
造方法。