WO2008069289A1 - 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 - Google Patents

低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 Download PDF

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WO2008069289A1
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less
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Takuya Hara
Hitoshi Asahi
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Nippon Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a welded steel pipe for high-strength line pipes excellent in low-temperature toughness, suitable for line pipes for crude oil and natural gas transportation.
  • Steel pipes for high-strength, high-toughness line pipes have been proposed as steel pipes for line pipes that are used in the trunk lines of pipelines that are important for long-distance transportation of crude oil, natural gas, etc. (for example, Patent Document 1) .
  • the internal pressure that is, the pressure of crude oil or natural gas
  • the internal pressure resistance makes it possible to reduce material costs, transportation costs, and local welding costs compared to increasing the wall thickness. Costs can be saved significantly.
  • pipelines are often laid in cold regions, it is essential to have excellent low-temperature toughness.
  • excellent on-site weldability is also required.
  • steel pipes for X1 20 class line pipes with higher strength than steel pipes for line pipes proposed in JP-A-6 2-4 8 26 have been proposed (for example, JP-A 2 0 0 4-5 5 1 0 4).
  • This is a steel pipe for high-strength line pipes whose matrix is mainly composed of a mixture of paynite and martensite.
  • For thickening there has been proposed a method of manufacturing a thick steel plate with good strength and toughness by using a controlled microstructure and controlled cooling to make a fine microstructure of the metal structure (for example, JP-A-2 JP 0 0 0-2 5 6 7 7 7, JP 2 0 0 4 7 6 1 0 1, JP 2 0 4 1 4 3 5 0 9).
  • Steel pipes for line pipes with high strength and thickness are manufactured by forming thick steel sheets into a tubular shape by UO process, butting the ends together and welding them together.
  • toughness and productivity are required, such as steel pipes for high-strength line pipes, submerged arc welding from the inner surface and outer surface is suitable for joint welding.
  • the weld heat affected zone Heat Affected Z one, HA Z
  • HA Z weld heat affected zone
  • the present invention provides a welded steel pipe for a high-strength line pipe that can secure the low temperature toughness of HA Z even if the content of Mo is limited, is inexpensive, and has excellent low temperature toughness, and a method for producing the same. is there.
  • a steel plate for high strength line pipes having a plate thickness of 25 mm or more and a tensile strength (TS) of 60 MPa or more, X70 or X80 or more. Prototyped.
  • TS tensile strength
  • the problems caused by the increase in the thickness of the steel sheet were much more serious than expected.
  • the reduction by controlled rolling and the cooling rate by controlled cooling become insufficient, and the toughness is significantly reduced compared to the surface layer of the steel plate.
  • the present invention also solves such problems that could not be predicted from the prior art.
  • the wall thickness is 25 mm or more, and more preferably 30 mm or less.
  • the present invention provides a welded steel pipe for a high-strength line pipe that is capable of limiting the Mo content, is inexpensive, is thick, and has excellent low-temperature toughness, and a method for producing the same.
  • the present invention reduces C and A 1 and contains an appropriate amount of T i to promote intragranular transformation, and further adds an appropriate amount of B to improve hardenability, which is a carbon equivalent that is an index of hardenability. Even if the crack sensitivity index P cm, which is an index of C e Q and weldability, is controlled within the optimal range and the Mo content is limited, the base material and HA Z are finely composed mainly of the bainite. Thickening with improved microstructure at low temperature toughness of HAZ, especially by making finer grain size of HAZ by using intragranular bait formed with metal structure and Ti oxide as nucleus This is a high-strength welded steel pipe for line pipes, and its summary is as follows.
  • C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, and B are the content [% by mass] of each element.
  • the base steel sheet further contains one or both of Cu: 0.05-1.5% and Ni: 0.05-5.0% by mass%.
  • the welded steel pipe for high-strength line pipe excellent in low-temperature toughness according to any one of the above (1) to (3).
  • the base steel plate is further, in mass%, Cr: 0.02 to 1.50%, V: 0.01 0 to 0.100%, Nb: 0.0 0 1 to 0.20 0%, Zr: 0. 0 0 0 1 to 0.0. 0 5 0 0%, Ta: 0. 0 0 0 1 to 0.0 5 0 0
  • the base steel sheet is further in terms of mass%, M g: 0.0 0 0 1 to 0.0 1 0 0%, C a: 0.0 0 0 1 to 0. 0 0 5 0% , R EM
  • the weld metal further contains one or both of Ni: 0.2-3.2% and Cr + Mo + V: 0.2-2.5% by mass%.
  • the welded steel pipe for high-strength line pipe excellent in low-temperature toughness as described in (7) above.
  • the steel sheet is formed into a tubular shape in the UO process, and the butt portion is subjected to submerged arc welding from the inner and outer surfaces using a welding wire and a firing mold or a melt-type flux, and then expanded.
  • (9) or (10) The manufacturing method of the welded steel pipe for high-strength line pipe excellent in low-temperature toughness as described in (10) above.
  • Figure 1 is a schematic diagram of reheated HA Z. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • the present invention is based on a steel material in which the C content is reduced and the toughness is improved as a low-temperature transformation structure mainly composed of bainite, and a hardenability index is used instead of limiting the Mo content.
  • C eq and weldability index P cm are in the optimal range, B is further added to improve hardenability, and intra-grained beanite is utilized.
  • the effective crystal grain size of HA Z is refined and low temperature toughness is reduced. This is a welded steel pipe with improved performance.
  • the present invention reduces the amount of A 1, controls the amount of oxygen, adds an appropriate amount of T i, disperses fine inclusions that act extremely effectively as nuclei for intragranular transformation of the base steel sheet,
  • the base steel plate is also simply called a steel plate
  • the welded steel pipe is also simply called a steel pipe.
  • the HA Z intragranular bainette is obtained by transforming the intragranular ferrite produced by intragranular transformation at high temperature during cooling with the fine inclusions described above as the formation nucleus.
  • the optimum range of the hardenability index C eq and the weldability index P cm is to generate intragranular stain in the HA Z of the steel pipe in which the addition amount of Mo is limited as in the present invention. This is extremely effective.
  • the formation of intragranular bainite significantly improves the low temperature toughness of HA Z.
  • intragranular bait may contribute to the suppression of HA Z softening. .
  • the mechanism for the formation of intra-grain bainites is considered as follows.
  • the cation vacancy type oxide can take in a large amount of M n ions, and M n S is likely to be complexly precipitated in the oxide. Therefore, an Mn-depleted layer is formed around oxides and sulfides.
  • This Mn-depleted layer acts as a transformation nucleus when the steel is heated and cooled to a high temperature such that the metal structure becomes an austenite phase, and usually petal-like intragranular ferrite ⁇ is generated.
  • This intragranular ferrite has a high degree of supercooling when the cooling rate is high or hardenability is high, so it transforms into bait during cooling and becomes intragranular.
  • a typical example of the cation vacancy type oxide is a fine oxide composed mainly of Ti, and a petal-like intragranular stain is produced using this as a core.
  • fine sulfides containing Mn as a main component may be combined with the fine oxides containing Ti as the main component.
  • the oxide contains one or more of A1, Si, Mn, Cr, Mg, Ca, and the sulfide contains Ca, Cu, One or more of Mg may be contained.
  • the size of these inclusions, which are the cores of intragranular bait can be measured with a transmission electron microscope (TEM), and the diameter ranges from 0.01 to 5 m. It is preferable.
  • TEM transmission electron microscope
  • HA Z of the central part of the welded steel pipe for high-strength line pipes (in the vicinity of the 1/2 part of the thickness, called the 1 Z 2 t part).
  • coarse MA that exists along the former austenite grain boundaries of reheated HAZ may become the starting point of fracture and impair toughness.
  • 1 is reheated HA Z
  • 2 is a mixture of martensite and austenite
  • 3 is the old austenite grain boundary.
  • Reheat HA Z is the part where the weld metal and H A Z near the fusion line of the preceding weld were reheated by subsequent welding.
  • HA Z is a part within 10 mm from the melting line, although it differs slightly depending on the heat input during welding. For example, if a notch is provided at a position of 1 mm or 2 mm from the melting line, The Charpy absorbed energy at 40 may be less than 50 J.
  • Fine oxides, composite oxides, and composite sulfides with Ti as the main component are effective for generating HA Z intragranular bait, and also for reducing the effective crystal grain size of the base metal. It is valid. This reduces the effective crystal grain size of H A Z
  • the effective crystal grain size of the base steel sheet should be 20 m or less. Is possible.
  • the carbon equivalent C eq that is an index of hardenability is 0.3 to 0.53 and the crack susceptibility index that is an index of weldability
  • P cm is 0.1 to 0.20
  • the area ratio of polygonal ferrite of the base steel sheet is 20% or less
  • the area ratio of bainite is 80% or more.
  • the tensile strength of the welded joint subjected to the seam welded portion is 60 OMPa or more.
  • the wall thickness is 25 mm or more, and even 30 mm or more, the toughness of the 1/2 t part of the base steel sheet has been reduced.
  • the composite oxide and composite sulfide made it possible to refine the effective crystal grain size of the base steel sheet.
  • the reason for this is considered as follows. First, when reduction in the non-recrystallization temperature range is secured, transformation from normal grain boundaries is promoted, so it is difficult to transform intragranularly from oxides, complex oxides, and complex sulfides. . This is thought to be because when the crystal grain size is reduced by securing the reduction, the growth rate of the Painai nucleated from the grain boundary becomes too high compared to the intragranular transformation. That is, it is considered that the transformation from the grain boundary is completed before the intragranular transformation is generated.
  • the grain size grows particularly at the center of the plate thickness, so that the growth of the nucleated vane from the grain boundary also slows down. Become. Therefore, it is considered that the effective crystal grain size is refined within the grains due to intragranular transformation from oxides, composite oxides, and composite sulfides mainly composed of Ti. In addition, it is considered that fine oxides acting as pinning particles and suppressing the growth of crystal grains are effective in reducing the effective crystal grain size of the base steel sheet.
  • the base steel plate It is possible to make the effective crystal grain size of 20 m or less. Furthermore, by making the area ratio of polygonal ferrules 20% or less and the area ratio of Paynai cocoons 80% or more, the test was taken from the vicinity of the surface layer, that is, from about 2 to 12 mm from the steel surface. Charpy absorption energy at _ 40 ° C of the piece becomes 2 200 J or more, Charpy absorption energy when taken from 1 Z 2 t part, that is, almost from the center of the wall thickness is 10 0 J or more It can be.
  • the present invention in order to produce fine oxides, composite oxides, and composite sulfides mainly composed of T i, it is extremely important to control the amount of oxygen in the steelmaking process.
  • the oxygen concentration at the time of adding T i is preferably 0.01 to 0.03%.
  • the particle size is 0.01 to: L 0 jLi m, and the number per area 1 ⁇ m 2 is 10 to 1 100 0 1 111111 2 1 oxide, specifically, T i 2 0 3 can be dispersed. This promotes the generation of intragranular transformation and refines the effective crystal grain size of the HAZ of the base steel plate and welded steel pipe.
  • the rolling ratio from 90 ° C to the end of rolling is 2.5 or more, preferably 3.
  • the effective crystal grain size of the base steel sheet can be set to 20 m or less.
  • the effective grain size is the value obtained by converting the area of the portion surrounded by the boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more into the equivalent circle diameter using EBSP.
  • Polygonal ferrite is observed in a light microscopic structure as a white massive structure that does not contain coarse precipitates such as coarse cementite MA in the grains.
  • the martensite and residual austenite are used as the remainder of the polygonal ferrite and the bainite. May include MA and MA.
  • bainite is defined as a structure in which carbides are precipitated between the laths or massive ferrites, or a structure in which carbides are precipitated in the laths.
  • martensite is a structure in which carbides are not precipitated between the laths or within the laths.
  • Residual austenite is austenite in which austenite generated at high temperature remains in the base steel plate or welded steel pipe.
  • the toughness at 1 to 2 t part at the lower temperature or the toughness at the meeting part + 1 mm is improved.
  • the V-notch Charbi absorption energy at a low temperature of 0 ° C can be set to 50 J or more. Therefore, when used at an extremely low temperature of 140 ° C or lower, the structure that generated the intragranular bait is further heat-treated to mix the intragranular bain ⁇ and cement ⁇ . An organization is preferred.
  • HAZ is a heat-affected zone that does not melt during welding
  • the components of HAZ are the same as the base metal.
  • C is an element that improves the strength of steel. In the present invention, however, the content of C is limited, and a metal structure mainly composed of vanite is obtained to achieve both high strength and high toughness. Yes. If the amount of C is less than 0, 0 10%, the strength is insufficient, and if it exceeds 0.050%, the toughness decreases. Therefore, in the present invention, the optimum amount of C is 0 0 1 0 ⁇ 0. 0 5
  • the range is 0%.
  • S i is an important deoxidizing element in the present invention, and in order to obtain the effect, it is necessary to contain 0.0 1% or more of S i in the steel. .
  • the Si content exceeds 0.50%, the toughness of HA Z decreases, so the upper limit is set to 0.50%.
  • M n is an element that generates sulfides such as M n S, which is used as a deoxidizer and is necessary to ensure the strength and toughness of the base steel sheet, and is also effective as a nucleus for intragranular transformation. And is extremely important in the present invention. To obtain these effects, it is necessary to contain 0.50% of Mn, but if the Mn content exceeds 2.00%, the toughness of HAZ is impaired. Therefore, the range of the content of M n is set to 0.5 0 to 2.0%. Since Mn is an inexpensive element, it is preferable to contain 1.0% or more in order to ensure hardenability, and the optimum lower limit is 1.5% or more.
  • P is an impurity, and if it contains more than 0.05%, the toughness of the base steel sheet is significantly reduced. Therefore, the upper limit of the P content is set to 0.05%. In order to improve the toughness of HAZ, it is preferable that the P content is not more than 0.010%.
  • S is an important element that produces sulfides such as M n S that are effective as nuclei for intragranular transformation. If the S content is less than 0.0 0 0 1%, the amount of sulfide produced decreases and intragranular transformation does not occur remarkably. is there. On the other hand, if the base steel sheet contains more than 0.005% S, coarse sulfides are formed and the toughness is lowered, so the upper limit of the amount of S is not more than 0.000 Below. In order to improve the toughness of HAZ, the upper limit of the amount of S is preferably set to 0.0 0 30% or less.
  • a 1 is a deoxidizer, but in the present invention, in order to finely disperse the Ti oxide, the upper limit of the amount of A 1 may be limited to 0.020% or less. Very important. In order to promote the formation of intragranular transformation, the A 1 content is preferably set to 0.0 10% or less. Even better A preferable upper limit is 0.0 0 8% or less.
  • T i is an extremely important element in the present invention because it finely disperses the oxide of T i that effectively acts as a nucleus for intragranular transformation.
  • Ti is contained excessively, carbonitrides are formed and toughness is impaired. Therefore, in the present invention, it is necessary that the content of Ding 1 be 0.03 to 0.030%.
  • T i is a strong deoxidizing agent, so if the amount of oxygen when T i is added is large, a coarse oxide is formed. Therefore, it is necessary to deoxidize with Si and Mn in advance and reduce the oxygen content during steelmaking.
  • the oxide of Ti becomes coarser, intragranular transformation is less likely to occur, and the effect of pinning the grain boundary is reduced, so that the HAZ effective crystal grain size of the base steel plate and welded steel pipe may become coarser. is there.
  • B is an element that increases hardenability when dissolved in steel. However, if added in excess, coarse BN is produced, and in particular, the toughness of HA Z is reduced. 0 3 0%. In the welded steel pipe of the present invention, 0.003% or more of B, which enhances hardenability, is added, and the carbon equivalent C eq that is an index of hardenability and the crack sensitivity index P cm that is an index of weldability are optimal. The strength and weldability are ensured by controlling within a proper range. Note that the addition of 0.000% or more of B is also effective in suppressing the formation of ferrite from grain boundaries. In addition, if fine BN is generated by the active addition of B, the toughness of HAZ increases with the decrease in solute N, so the B content is preferably more than 0.005%. .
  • M o Although M o is a useful element that improves hardenability and promotes the formation of intragranular stains on HA Z, and also improves strength by forming carbonitrides, 0.1. Addition of more than 10% increases alloy cost. Therefore, in the present invention, the content of expensive Mo is limited to less than 0.1%.
  • the welded steel pipe of the present invention has a low Mo content.
  • the carbon equivalent C eq, which is a hardenability index, and the crack susceptibility index P cm, which is a weldability index, are controlled within the optimum range so that hardenability can be secured even if it is reduced.
  • Oxygen is an element inevitably contained in the steel, but in the present invention, it is necessary to limit the amount of O in order to produce an oxide containing Ti.
  • the amount of oxygen remaining in the steel at the time of forging that is, the amount of ⁇ in the base steel plate, needs to be in the range of 0.0 0 0 1 to 0.0 0 8 0%. This is because when the amount is less than 0.0 0 0 1%, the number of oxides is not sufficient, and when it exceeds 0.0 0 80%, the amount of coarse oxide increases, and the base metal and HA Z This is because the toughness is impaired.
  • the oxide mainly composed of Ti becomes coarser due to the increase in oxygen content, the effective crystal grain size of HAZ in the base steel plate and welded steel pipe may become coarser.
  • one or more of Cu, Ni, Cr, V, Nb, Zr, and Ta may be added as elements for improving strength and toughness.
  • these elements can be regarded as impurities because they do not have an adverse effect.
  • Cu, Ni Cu and Ni are effective elements that increase the strength without losing the toughness.
  • the lower limit of the Cu content and Ni content is set to 0.05. % Or more is preferable.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 1.5% in order to suppress the occurrence of cracks during heating of the steel slab and during welding.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 5.0% because the weldability is impaired if it is excessively contained.
  • Cu and Ni are preferably combined to contain surface flaws. Further, from the viewpoint of cost, it is preferable that the upper limit of 11 and ⁇ 1 is 1.0% or less.
  • C r, V, N b, Z r, T a are It is an element that generates carbides and nitrides and improves the strength of steel by precipitation strengthening, and may contain one or more.
  • the lower limit of the Cr amount is 0.02%
  • the lower limit of the V amount is 0.01 0%
  • the lower limit of the Nb amount is 0.0 0 1%
  • Zr Both the lower limit of the amount and the amount of Ta are preferably set to 0.0 0 0 1%.
  • the upper limit of Cr content is preferably set to 1.50%.
  • the upper limit of V content is 0.110%, and the amount of Nb It is preferable that the upper limit is 0.200%, the Zr amount, and the upper limit of Ta are both 0.05% and 0%.
  • one or more of Mg, Ca, REMM, Y, Hf, Re, and W may be added.
  • the content of these elements is less than the preferred lower limit, they can be regarded as impurities because they do not have any adverse effects.
  • Mg is an element that exerts an effect on oxide refinement and sulfide morphology control.
  • fine Mg oxide acts as a nucleus for formation of intragranular transformation, and in order to obtain the effect of suppressing the coarsening of the particle size as pinning particles, 0.0 0 0 1% or more Is preferably added.
  • Mg in an amount exceeding 0.01 100% is added, coarse oxides may be formed, which may reduce the HAZ toughness of the base steel plate and welded steel pipe. It is preferable to set the upper limit to 0.0.100%.
  • C a, R EM: C a and REM are useful for controlling the morphology of sulfides. Suppresses the formation of granulated materials and the formation of M n S elongated in the rolling direction. In particular, an element that improves lamellar resistance is there. In order to obtain this effect, it is preferable that the lower limits of the Ca amount and the REM amount are both 0.001% or more. On the other hand, when the upper limit of the Ca content and the REM content exceeds 0.0 0 50 0%, the oxide increases, the fine Ti-containing oxide decreases, and the formation of intragranular transformation is inhibited. For this reason, the content is preferably set to 0.0 0 50 0% or less.
  • Y, H f, R e, W Y, H f, W, Re are also elements that exhibit the same effect as Ca and R EM, and if added excessively, the formation of intragranular transformation is inhibited. Sometimes. Therefore, the preferable ranges of Y amount, H f amount, and Re amount are 0.00 0 1 to 0.0 0 50%, respectively, and the preferable range of W amount is 0.001 to 0.5 0%.
  • the HAZ hardenability of the base metal plate and the welded steel pipe is ensured, the area ratio of the base material bait is 80% or more, and intragranular bait is generated in the HAZ. Therefore, the carbon equivalent C eq of the following (formula 1) calculated from the content [mass%] of C, M n, Ni, Cu, Cr, Mo, V is 0.30-0. 5 3
  • Equation 2 Note that, since the selectively contained elements Ni, Cu, Cr, and V are impurities when they are less than the preferred lower limit, the above (Equation 1) And in (Equation 2), it is calculated as 0.
  • the metal structure of the base steel sheet used as the welded steel pipe the balance between strength and toughness will be good if the area ratio of the Paynai iron is 80% or more and the area ratio of the polygonal ferrite is 20% or less.
  • the effective grain size is 20 m or less due to the formation of oxides mainly composed of Ti, the toughness of the base steel sheet will be good.
  • Polygonal ferrite is also effective in reducing the effective crystal grain size of the base steel sheet, and the area ratio is preferably 3% or more.
  • the thickness of the base steel plate is preferably 25 mm or more, and the tensile strength in the direction corresponding to the circumferential direction of the steel pipe is preferably 60 OMPa or more. This is to prevent breakage due to internal pressure when used as a line pipe. If it is necessary to increase the internal pressure, the thickness of the base steel plate is preferably 30 mm or more. On the other hand, the thickness of the base steel plate is preferably 40 mm or less, and the tensile strength in the direction corresponding to the circumferential direction of the steel pipe is preferably 80 OMPa or less. This is because the load when forming the base steel sheet in the UO process increases due to an increase in wall thickness and an increase in tensile strength. Normally, the direction corresponding to the circumferential direction of the steel pipe is the plate width direction of the base steel plate.
  • Forging After melting the steel in the steelmaking process described above, it is forged into billets. Forging may be performed by a conventional method, but continuous forging is preferable from the viewpoint of productivity.
  • the billet is heated for hot rolling.
  • the heating temperature for hot rolling is 100 ° C. or higher. This is because hot rolling is performed at a temperature at which the steel structure becomes an austenite single phase, that is, in the austenite region, and the crystal grain size of the base steel sheet is made fine. Although the upper limit is not specified, in order to suppress the coarsening of the effective crystal grain size, it is preferable to set the reheating temperature to 1 2 500 or less.
  • the starting temperature of hot rolling is not specified. Fine crystal grain size of base steel
  • the rolling ratio in the recrystallization region exceeding 900 ° C. is preferably 2.0 or more.
  • the reduction ratio in the recrystallization zone is the ratio between the thickness of the steel slab and the thickness at 900 x.
  • the rolling ratio in the non-recrystallized region below 900 ° C is set to 2.5 or more, after water cooling, the effective crystal grain size of the base steel plate becomes 20 / xm or less.
  • the rolling ratio in the non-recrystallized region below 90 ° C. is a ratio obtained by dividing the plate thickness at 90 ° C. by the plate thickness after the end of rolling.
  • the upper limit of the reduction ratio in the non-recrystallized region and the recrystallized region is not specified, but considering the plate thickness of the steel slab before rolling and the thickness of the base steel plate after rolling, it is usually less than 12.0 It is.
  • the rolling end temperature is preferably hot rolling at a temperature equal to or higher than the temperature at which the base steel sheet has an austenite single phase. That is, the rolling end temperature, A is preferably to r 3 or more, because a small amount of Porigonarufu Erai Bok during rolling may be generated, A r 3 _ 5 0 may be more ° C. A c 3 and A r 3 are calculated based on the contents (mass%) of C, Si, Mn, P, Cr, Mo, W, Ni, Cu, Al, V, and Ti. can do.
  • water cooling is performed after the rolling is completed. If the water cooling stop temperature is set to 600 ° C. or lower, the above-described metal structure can be obtained, and the toughness of the base steel sheet becomes good.
  • the lower limit of the water cooling stop temperature is not specified, and it may be cooled to room temperature. Considering productivity and hydrogen defects, it is preferable to set the value to 1550 or higher. Since the steel of the present invention contains B and has a component composition with improved hardenability, it is easy to generate bait even when air-cooled after the end of rolling, but depending on the component composition and heating temperature, the polygonal A ferrite may occur, and the area ratio of the Paynai pass may be less than 80%.
  • the forming is preferably performed by a UOE process in which the steel plate is C-pressed, U-pressed, or O-pressed.
  • the heat input of submerged arc welding from the inner and outer surfaces may be set to 4.0 to 10 kJ / mm. It is preferable. If the heat input is within this range, the welded steel pipe of the present invention having the above-described composition will cause intragranular baiting in the HAZ, and the HAZ effective crystal grain size will be less than 1550 m. Low temperature toughness is obtained.
  • the wire used for welding has the following components in order to keep the component composition of the weld metal within the range described later. That is, in mass%, C: 0.0 1 0 to 0.1 2 0%, S i: 0.0 5 to 0.5 50%, M n: l. 0 to 2.5% N i: 2 A component composition containing 0 to 8.5%, further containing A 1: 0. 1 0 0% or less, T i: 0.0 5 0% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities It is. B: 0. 0 0 0 1 to 0. 0 0 5 0% may be included, and one or more of Cr, Mo and V may be included in Cr + Mo + V: 1.0 to 5. You may contain in 0% of range.
  • the C is an extremely effective element for improving the strength, and it is preferable to contain 0.010% or more.
  • the upper limit of the C content is preferably set to 0.1 00%. In order to improve the toughness of the weld metal, the upper limit is more preferably set to 0.05% or less.
  • S i is preferably contained in an amount of 0.1% or more.
  • the upper limit is preferably made 0.5% or less.
  • the lower limit is preferably 1.0% or more.
  • the upper limit may be made 2.0% or less. preferable.
  • P and S are impurities, and in order to reduce the low temperature toughness of the weld metal and reduce the low temperature cracking susceptibility, it is preferable to set these upper limits to 0.020% and 0.010% or less. From the viewpoint of low temperature toughness, a more preferable upper limit of P is 0.010%.
  • a 1 is an element that is added in order to improve the precision and solidification during the production of the welding wire, and uses a fine Ti-based oxide to increase the grain size of the weld metal. In order to suppress it, it is preferable to contain 0.001% or more of A 1. However, since A 1 is an element that promotes the production of MA, the preferable upper limit of the content is 0.100% or less.
  • T i is an element that produces fine oxides that are the nuclei of intragranular transformation and contributes to refinement of the grain size of the weld metal, and is preferably contained at 0.03% or more.
  • the upper limit is preferably made 0.05% or less.
  • O is an impurity, and the amount of oxygen finally remaining in the weld metal is often 0.001% or more. However, if the amount of O remains exceeding 0.05%, the amount of coarse oxide increases, and the toughness of the weld metal may decrease, so the upper limit is set to 0.05%. The following is preferable.
  • the weld metal preferably further contains Ni, Cr, Mo, and V selectively.
  • Ni is an element that enhances hardenability to ensure strength, and further improves low-temperature toughness, and is preferably contained at 0.2% or more. On the other hand, if the Ni content is too high, hot cracking may occur, so the upper limit was made 3.2% or less.
  • Cr, Mo, and V are all elements that enhance the hardenability. For high strength of the weld metal, one or more of these elements should be included in a total of 0 • 2% or more. Also good. On the other hand, if the total of one or more of Cr, Mo and V exceeds 2.5%, the low temperature toughness may deteriorate, so the upper limit is preferably made 2.5% or less.
  • the weld metal may further contain B.
  • B is an element that increases the hardenability of the weld metal, and in order to increase the strength, it is preferable to contain 0.001% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.050%, the toughness may be impaired. Therefore, the upper limit is preferably set to 0.050% or less.
  • elements other than the above for example, Cu, Nb, Zr, Ta, Mg, Ca, REM, Y, which are selectively added to the base metal by dilution from the base steel plate , Hi, Re, W, etc.
  • Contain elements such as Zr, Nb, and Mg added as necessary to improve the precision and solidification of the welding wire There is a case. These are inevitable impurities.
  • the pipes may be expanded to improve the roundness of the steel pipe.
  • the expansion ratio is preferably set to 0.7% or more.
  • the expansion ratio is the percentage of the difference between the outer peripheral length of the steel pipe after the expansion and the outer peripheral length of the steel pipe before the expansion, with the outer peripheral length of the steel pipe before the expansion. If the expansion ratio exceeds 2%, the toughness may decrease due to plastic deformation of both the base metal and the weld. Therefore, the expansion rate is assumed to be 0.7-2.0%. It is preferable.
  • the coarse MA formed along the old austenite grain boundaries Decomposes into a cementite and fine cementitious material, improving toughness. If the heating temperature is less than 300 ° C, the coarse MA is not sufficiently decomposed and the effect of improving toughness may not be sufficient. Therefore, the lower limit is preferably set to 300 ° C or more. On the other hand, if the weld is heated to more than 500 ° C, precipitates may be formed and the toughness of the weld metal may be deteriorated. Therefore, the upper limit is preferably set to 500 ° C or less.
  • the heat treatment of the welded portion and HAZ may be performed by heating from the outer surface with a burner, and may be performed by high frequency heating.
  • the outer surface may be cooled immediately after reaching the heat treatment temperature, it is preferably maintained for 1 to 60 seconds in order to promote the decomposition of MA.
  • the holding time is preferably set to 300 s or less.
  • the steel piece had a thickness of 240 mm. These steel slabs were heated to the heating temperature shown in Table 2 and hot-rolled in a recrystallization temperature range of 45 ° C. to 160 ° C. over 9500 ° C. Furthermore, the plate thickness shown in Table 2 Up to now, hot rolling was performed at the reduction ratio shown in Table 2 in the non-recrystallized region in the temperature range from 80 ° C to 800 ° C. The end temperature of hot rolling was Ar 3 550 ° C. or higher, water cooling was started at 75 ° C., and water cooling was stopped at various temperatures.
  • a V-notch test piece was prepared in which the plate width direction was the longitudinal direction and the notch was provided parallel to the plate thickness direction in accordance with JIS Z 2 2 4 2.
  • the sampling position of the Charpy specimen was set at the surface layer, that is, about 2 to 12 mm from the surface and 1/2 t, that is, approximately at the center of the wall thickness.
  • the Charbi test was conducted at 140 ° C and the absorbed energy was determined.
  • Tensile properties were evaluated using A PI standard test pieces. When a base steel plate with a thickness of 25 to 40 mm is formed into a welded steel pipe, it is confirmed by analysis by the finite element method that the influence of the strain introduced by forming at the center of the plate thickness is small. did.
  • TS may increase by about 20 to 30 MPa, and toughness The effect is small in the middle part and the surface part of the thickness.
  • the microstructure of the central part of the base steel sheet was observed with an optical microscope, the area ratio of polygonal ferrite and bainite was measured, and the remaining structure was confirmed.
  • the effective grain size of the base steel sheet was measured by EBSP
  • V is contained in the range of Cr + Mo + V • 1.0 to 5.0%
  • B 0.0 0 1 to 0.0 0 50 0% is contained
  • the welding heat input is set to 4.0 to 10.
  • Welding was performed to produce a welded joint.
  • some joints were heat-treated at the temperatures shown in Table 2.
  • Samples were taken from the weld metal and analyzed for components.
  • the tensile strength of the weld metal was measured according to JISZ 3 1 1 1.
  • Table 3 shows the chemical composition and tensile strength of the weld metal. Small pieces were taken from the welded joints, and the effective grain size of HAZ was measured by EBSP.
  • base steel sheets are UO process, submerged arc welding, expanded to make steel pipes, and the microstructure and mechanical properties are investigated, which is equivalent to the HAZ Miku mouth structure and mechanical characteristics of the base steel and joints of the steel plates. It was confirmed that.
  • the balance is the sum of the area ratios of retained austenite, martensite, and MA.
  • the intragranular transformation structure is the area ratio of intragranular bainite.
  • Production Nos. 1 to 9 are examples of the present invention.
  • the effective crystal grain size of the base steel sheet is 20 m or less, and the effective crystal grain size of HA Z is 1550; m or less.
  • the Charpy absorption energy of the base metal and HAZ at 40 ° C exceeds 50 J, and the low temperature toughness is good.
  • the fracture position of the joint tensile test is the base steel plate, and the softening of HA Z is not a problem.
  • Production No. 9 is an example in which the heat treatment temperature is low, and the effect of improving low-temperature toughness is slightly smaller than when heat treatment is performed at a preferred temperature.
  • production No. 10, 11, 14, and 15 are outside the scope of the present invention, and the production No. 12 and 13 are within the scope of the present invention.
  • production No. 10 is an example in which the amount of A 1 is large, and production No. 11 has a small amount of Ti, so that intragranular bait is reduced and low temperature toughness of HAZ is also reduced.
  • Manufacture No. 12 is an example in which the reduction ratio at 900 ° C. or less is small, the effective crystal grain size of the base steel plate is increased, and the low temperature toughness of the base steel plate is lowered.
  • production No. 10 is an example in which the amount of A 1 is large
  • production No. 11 has a small amount of Ti, so that intragranular bait is reduced and low temperature toughness of HAZ is also reduced.
  • Manufacture No. 12 is an example in which the reduction ratio at 900 ° C. or less is small, the effective crystal grain size of the base steel plate is increased, and the low temperature toughness of the base steel plate is lowered.
  • Manufacture No. 13 is an example in which the area ratio of the polygonal ferrite of the base material increases and the strength decreases because it is air-cooled after rolling.
  • Manufacture No. 14 is an example of reduced strength due to low Ceq and Pcm.
  • Manufacture No. 15 is an example in which the strength is high and the toughness of the base steel sheet is lowered due to the high C e q and P cm. In addition, because the strength of the base steel plate is high, the HAZ fractured as a result of the joint tensile test.
  • the present invention it is possible to ensure low temperature toughness of HAZ of welded steel pipes for line pipes even if the content of M 0 is reduced, and an inexpensive weld steel pipe for high-strength line pipes having excellent low temperature toughness and its Providing manufacturing methods Furthermore, according to the present invention, it becomes possible to ensure the low-temperature toughness of the welded steel pipe for a high-strength linepipe having a wall thickness of 25 mm or more, further 30 mm or more, Industrial contribution is remarkable.

Abstract

本発明は、安価で低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法を提供するもので、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０５０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｓ：０．０００１～０．００５０％、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％を含み、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．１０％未満に制限し、炭素当量Ｃｅｑを０．３０～０．５３、割れ感受性指数Ｐｃｍを０．１０～０．２０とし、面積率で２０％以下のポリゴナルフェライトと残部ベイナイトからなり、有効結晶粒径が２０μｍ以下の母材鋼板を管状に成形した後シーム溶接し、溶接熱影響部の有効結晶粒径を１５０μｍ以下としたものである。

Description

明 細 書 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 技術分野
本発明は、 原油及び天然ガス輸送用のラインパイプに好適な、 低 温靭性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管に関する。 背景技術
原油、 天然ガス等の長距離輸送方法として重要なパイプラインの 幹線に使用されるラインパイプ用鋼管として、 高強度、 高靭性のラ インパイプ用鋼管が提案されている （例えば、 特許文献 1 ) 。 これ までに、 米国石油協会 （A P I ) 規格 X 7 0 (引張強さ 5 6 4 M P a以上） 以上、 更には、 X 8 0 (引張強さ 6 2 0 M P a以上） まで のラインパイプ用鋼管が実用化されているが、 原油及び天燃ガスの 輸送の効率化を目低とするパイプラインの内圧の高圧化の検討に伴 い、 引張強さが 6 0 O M P a以上である、 X 7 0以上、 更には、 X 8 0以上の高強度ラインパイプ用鋼管の更なる高強度化や厚肉化が 要求されている。
高強度化については、 例えば、 9 0 0 M P a以上の引張強度を有 する X 1 2 0級のラインパイプを使用すると、 内圧、 即ち原油又は 天然ガスの圧力を X 6 5級のラインパイプの約 2倍にすることがで きるため、 約 2倍の量の原油又は天然ガスを輸送することが可能に なる。 また、 ラインパイプの強度を高めて耐内圧強度を向上させる と、 肉厚を厚くする場合と比較して、 材料費、 輸送費、 現地溶接施 工費を削減することが可能になり、 パイプライン敷設費を大幅に節 約することができる。 また、 パイプラインは寒冷地に敷設されることも多いため低温靭 性に優れることが必須である。 更に、 施工時にはラインパイプ同士 の端部が接合されるため、 優れた現地溶接性も要求される。 このよ うな要求を満足し、 特開昭 6 2— 4 8 2 6号公報に提案されたライ ンパイプ用鋼管よりも高強度の X 1 2 0級のラインパイプ用鋼管が 提案されている （例えば、 特開 2 0 0 4— 5 2 1 0 4号公報） 。 こ れは、 母材のミクロ組織がペイナイ トとマルテンサイ 卜との混合組 織を主体とする高強度ラインパイプ用鋼管である。 また、 厚肉化に 対しては、 制御圧延及び制御冷却によって金属組織を微細なベイナ ィ トとして、 強度及び靭性が良好な厚鋼板を製造する方法が提案さ れている （例えば、 特開 2 0 0 0— 2 5 6 7 7 7号公報、 特開 2 0 0 4— 7 6 1 0 1号公報、 特開 2 0 0 4— 1 4 3 5 0 9号公報） 。 強度が高く、 肉厚の厚いラインパイプ用鋼管は、 厚鋼板を UOェ 程によって管状に成形し、 端部同士を突き合わせて、 シ一ム溶接し て製造される。 高強度ラインパイプ用鋼管のように靭性及び生産性 が要求される場合、 シ一ム溶接には、 内面及び外面からのサブマー ジドアーク溶接が好適である。 このように、 鋼材を複数回溶接する 場合には、 先行溶接の入熱によって粗大化した溶接熱影響部 （H e a t A f f e c t e d Z o n e、 HA Zという。 ） が、 後行溶 接の入熱によって再加熱され、 靭性が低下するという問題がある。
高強度ラインパイプ用鋼管の H A Zの低温靭性を向上させる技術 については、 粒内変態を利用して H A Zの組織を微細化する方法が 提案されている （例えば、 特開平 8 - 3 2 5 6 3 5号公報、 特開 2 0 0 1 — 3 5 5 0 3 9号公報、 特開 2 0 0 3— 1 3 8 3 4 0号公報 ) 。 特開平 8— 3 2 5 6 3 5号公報に提案された方法は、 酸化物を 核としてァシキユラ一フェライ トを生成させるものであり、 特開 2 0 0 1 — 3 5 5 0 3 9号公報及ぴ特開 2 0 0 3 — 1 3 8 3 4 0号公 報に提案された方法は、 酸化物と硫化物の複合介在物を核として粒 内べイナィ トを生成させるものである。
このような、 従来の高強度ラインパイプ用鋼管の多くは、 焼入れ 性を高め、 高強度化に有効な M oを多く含有し、 ベイナイ ト主体の 金属組織を得て、 靭性の向上を図っているが、 最近、 高価な元素で ある M oの含有量の低減が求められるようになつてきた。 しかし、 M oを低減すると、 焼入れ性が低下し易く、 粒内べイナイ トが得ら れ難くなるため、 H A Zの低温靭性の確保は困難であった。 また、 従来の高強度ラインパイプの肉厚は、 せいぜい 2 5 mm未満であり 、 2 5 mm以上や、 3 0 mm以上の厚肉のラインパイプは要求され ていなかった。 発明の開示
本発明は、 M oの含有量を制限しても、 特に HA Zの低温靭性を 確保でき、 安価で、 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼 管及びその製造方法を提供するものである。
また、 本発明者らは、 板厚が 2 5 mm以上、 引張強さ （T S ) が 6 0 0 M P a以上である、 X 7 0や、 X 8 0以上の高強度ラインパ イブ用の厚鋼板を試作した。 その結果、 鋼板の板厚の増加に起因す る問題が予想よりも遥かに重大であることがわかった。 特に、 板厚 の中央部では、 制御圧延による圧下及び制御冷却による冷却速度が 不十分になり、 鋼板の表層部に比べて、 靭性が著しく低下する。 更 に、 鋼板の板厚中央部の金属組織を調査した結果、 高強度ラインパ イブ用厚鋼板では、 板厚の中央部を微細なペイナイ ト組織とするこ とは極めて困難であるという知見が得られた。
本発明は、 このような従来技術から予想できなかった課題をも解 決するものであり、 特に、 肉厚が 2 5 mm以上、 更には 3 0 mm以 上であっても、 M oの含有量の制限を可能とし、 安価で、 厚肉の、 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 を提供するものである。
本発明は、 C及び A 1 を低減し、 適量の T i を含有させて粒内変 態を促進し、 更に、 適量の Bを添加して焼入れ性を高め、 焼入れ性 の指標である炭素当量 C e Q及び溶接性の指標である割れ感受性指 数 P c mを最適な範囲に制御し、 M oの含有量を制限しても、 母材 及び HA Zをべイナィ トが主体である微細な金属組織とし、 更に、 T i の酸化物を核として生成する粒内べイナイ トを利用して、 特に H A Zの有効結晶粒径の微細化によって、 H A Zの低温靭性を向上 させた、 厚肉化の可能な高強度ラインパイプ用溶接鋼管であり、 そ の要旨は以下のとおりである。
( 1 ) 管状に成形された母材鋼板をシ一ム溶接した鋼管であって 、 前記母材鋼板が、 質量％で、 C : 0. 0 1 0〜 0. 0 5 0 %、 S i ： 0. 0 1〜 0. 5 0 %、 M n : 0. 5 0〜 2. 0 0 %、 S ： 0 . 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %、 T i : 0. 0 0 3〜 0. 0 3 0 %、 0 : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 8 0 %、 B ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 0 %を含み、 P ： 0. 0 5 0 %以下、 A 1 ： 0. 0 2 0 %以下 、 M o ： 0. 1 0 %未満に制限し、 残部が鉄及び不可避的不純物か らなる成分組成を有し、 下記 （式 1 ) によって求められる C e が 0. 3 0〜 0. 5 3であり、 下記 （式 2 ) によって求められる P c mが 0. 1 0〜 0. 2 0であり、 前記母材鋼板の金属組織が面積率 で 2 0 %以下のポリゴナルフェライ 卜と面積率で 8 0 %以上のペイ ナイ トからなり、 有効結晶粒径が 2 0 m以下であり、 溶接熱影響 部の有効結晶粒径が 1 5 0 以下であることを特徴とする低温靱 性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管。
C e q = C + n/ 6 + (N i + C u) / 1 5 + (C r +M o +V) / 5 · · · (式 1 )
P c m= C + S i Z 3 0 + (M n + C u + C r ) / 2 0 + N i
/ 6 0 + M o / 1 5 + V / 1 0 + 5 B
• · ， （式 2 ) ここで、 C、 S i 、 M n、 N i 、 C u、 C r、 M o、 V、 Bは、 各元素の含有量 [質量％] である。
( 2 ) 前記母材鋼板の肉厚が 2 5〜 4 0 mmであることを特徴と する上記 （ 1 ) に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ 用溶接鋼管。
( 3 ) 前記鋼管の周方向を引張方向とする、 前記母材鋼板の引張 強度が 6 0 0〜 8 0 O M P aであることを特徴とする上記 （ 1 ) 又 は （ 2 ) に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接 鋼管。
( 4 ) 前記母材鋼板が、 さらに、 質量％で、 C u : 0. 0 5〜 1 . 5 0 %、 N i ： 0. 0 5〜 5. 0 0 %の一方又は双方を含有する ことを特徴とする上記 （ 1 ) 〜 （ 3 ) の何れか 1項に記載の低温靱 性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管。
( 5 ) 前記母材鋼板が、 さらに、 質量％で、 C r ： 0. 0 2〜 1 . 5 0 %、 V ： 0. 0 1 0〜 0. 1 0 0 %、 N b ： 0. 0 0 1〜 0 . 2 0 0 %、 Z r ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 5 0 0 %、 T a ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 5 0 0 %のうち 1種又は 2種以上を含有することを 特徴とする上記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) の何れか 1項に記載の低温靱性に優 れた髙強度ラインパイプ用溶接鋼管。
( 6 ) 前記母材鋼板が、 さらに、 質量％で、 M g ： 0. 0 0 0 1 〜 0. 0 1 0 0 %、 C a ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %、 R EM
: 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %、 Y : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %、 H f : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %、 R e : 0. 0 0 0 1 〜 0. 0 0 5 0 %、 W : 0. 0 1〜 0. 5 0 %のうち 1種又は 2種 以上を含有することを特徵とする上記 （ 1 ) 〜 （ 5 ) の何れか 1項 に記載の高強度ラインパイプ用溶接鋼管。
( 7 ) 溶接金属が、 質量％で、 C : 0. 0 1 0〜 0. 1 0 0 %、 S i ： 0. 0 1〜 0. 5 0 %、 M n : l . 0〜 2. 0 %、 A 1 : 0 . 0 0 1〜 0. 1 0 0 %、 T i : 0. 0 0 3〜 0. 0 5 0 %、 O : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 5 0 0 %を含み、 P : 0. 0 1 0 %以下、 S
： 0. 0 1 0 %以下に制限し、 残部が鉄及び不可避的不純物からな ることを特徴とする上記 （ 1 ) 〜 （ 6 ) の何れか 1項に記載の低温 靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管。
( 8 ) 前記溶接金属が、 さらに、 質量％で、 N i ： 0. 2〜 3. 2 %、 C r +M o + V : 0. 2〜 2. 5 %の一方又は双方を含有す ることを特徴とする上記 （ 7 ) に記載の低温靱性に優れた高強度ラ ィンパイプ用溶接鋼管。
( 9 ) 鋼を溶製する際に、 S i 、 M nを添加して弱脱酸を行った 後、 T i を添加して、 上記 （ 1 ) 、 （ 4 ) 〜 （ 6 ) の何れか 1項に 記載の成分に調整した鋼を铸造し、 得られた鋼片を熱間圧延し、 得 られた鋼板を管状に成形して突合せ部をシ一ム溶接することを特徴 とする低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法
( 1 0 ) 前記鋼片を 1 0 0 0で以上に加熱し、 未再結晶温度域で の圧下比を 2. 5以上で、 熱間圧延し、 6 0 0 °C以下で水冷を停止 することを特徴とする上記 （ 9 ) に記載の低温靱性に優れた高強度 ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
( 1 1 ) 前記鋼板を UO工程で管状に成形し、 突き合わせ部を内 外面から溶接ワイヤーと焼成型もしくは溶融型フラックスを使用し てサブマージドアーク溶接を行い、 その後、 拡管を行うことを特徴 とする上記 （ 9 ) 又は （ 1 0 ) に記載の低温靭性に優れた高強度ラ インパイプ用溶接鋼管の製造方法。
( 1 2 ) 前記サブマージドア一ク溶接の入熱が、 4. 0〜： L 0. O k J Zmmであることを特徴とする上記 （ 1 1 ) に記載の低温靱 性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
( 1 3 ) シーム溶接部を熱処理することを特徴とする上記 （ 9 ) 〜 （ 1 2 ) の何れか 1項に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ライ ンパイプ用溶接鋼管の製造方法。
( 1 4 ) シーム溶接部の熱処理を、 3 0 0〜 5 0 0 °Cの範囲内で 行う ことを特徴とする上記 （ 1 3 ) に記載の低温靱性に優れた高強 度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。 図面の簡単な説明
図 1は再熱 HA Zの模式図である。 発明を実施するための最良の形態
本発明は、 Cの含有量を低下させ、 金属組織を、 ベイナイ トを主 体とする低温変態組織として靭性を向上させた鋼材を基に、 M oの 含有量を制限する代わりに焼入れ性指標 C e q及び溶接性指標 P c mを最適な範囲とし、 更に Bを添加して焼入れ性を高め、 粒内べィ ナイ トを活用し、 特に、 HA Zの有効結晶粒径を微細化し、 低温靭 性の向上を図った溶接鋼管である。 即ち、 本発明は、 A 1量を低減 させ、 酸素量を制御して適量の T i を添加し、 母材鋼板の粒内変態 の生成核として極めて有効に作用する微細介在物を分散させ、 これ を粒内変態の生成核として利用し、 有効結晶粒径を微細化したこと を最大の特徴とするものである。 なお、 以下では、 母材鋼板を単に 鋼板とも言い、 溶接鋼管を単に鋼管とも言う。 HA Zの粒内べイナィ トは、 上述の微細介在物を生成核として、 高温で粒内変態によって生じた粒内フェライ トを、 冷却時に変態さ せたものである。 したがって、 焼入れ性指標 C e q及び溶接性指標 P c mを最適な範囲とすることは、 本発明のように M oの添加量を 制限した鋼管の HA Zに、 粒内べイナィ トを生成させるために極め て有効である。 この粒内べイナイ トの生成により、 HA Zの低温靭 性が顕著に向上する。 また、 粒内べイナイ トは、 HA Zの軟化の抑 制にも寄与する可能性がある。 .
粒内べイナイ トの生成のメカニズムについては、 以下のように考 えられる。 陽イオン空孔型の酸化物は、 M nのイオンを多く取り込 むことが可能であり、 また、 酸化物には M n Sが複合析出し易い。 そのため、 酸化物及び硫化物の回りには M nの欠乏層が生成する。 この M n欠乏層は、 金属組織がオーステナイ ト相になるような高温 に鋼を加熱して冷却する場合、 変態の核として作用し、 通常は、 花 弁状の粒内フェライ 卜が生成する。 この粒内フェライ トは、 冷却速 度が速い場合や焼き入れ性が高い場合には、 過冷度が大きいので、 冷却時にベイナイ トに変態し、 粒内べイナイ トとなる。
陽イオン空孔型の酸化物の代表は、 T i を主成分とする微細な酸 化物であり、 これを核にして花弁状の粒内べイナィ トが生成する。 また、 この T i を主成分とする微細な酸化物には、 更に、 M nを主 成分とする微細な硫化物が複合析出することもある。 なお、 鋼の成 分組成によっては、 酸化物に A 1 、 S i 、 M n、 C r、 M g、 C a の 1種又は 2種以上が含有され、 硫化物に C a、 C u、 M gの 1種 又は 2種以上が含有される場合がある。 これらの、 粒内べイナイ ト の核となる介在物のサイズについては、 透過型電子顕微鏡 （T E M という。 ） により測定することが可能であり、 直径が 0. 0 1〜 5 mの範囲であることが好ましい。 HA Zに粒内べイナイ トが多く生成すると、 破壊の起点となるマ ルテンサイ 卜とオーステナイ トとの混成物 （M a r t e n s i t e — A u s t e n i t e C o n s t i t u e n t、 MAとレ う。 ) が微細化し、 低温靱性が大きく向上する。 C量を 0. 0 5 %以下に 抑えて、 微細介在物を分散させると、 粒内べイナイ トが生成して、 粒内の組織が細分化され、 シャルピ一破面単位、 即ち有効結晶粒径 が極めて小さくなる。 更に、 粒内べイナイ トは、 粒内フェライ トよ りも硬質であるため、 粒内べイナイ トの生成によって、 HA Zの軟 化が抑制される可能性がある。
高強度ラインパイプ用溶接鋼管の肉厚の中央部 （肉厚の 1 / 2の 部分の近傍であり、 1 Z 2 t部という。 ） の HA Zでは、 図 1 に模 式的に示したように、 再熱 H A Zの旧オーステナイ ト粒界に沿って 存在する粗大な M Aが破壊の起点になり、 靭性を損なう ことがある 。 図 1 において、 1は再熱 HA Z、 2はマルテンサイ トとオーステ ナイ トとの混成物、 3は旧オーステナイ ト粒界を示す。 再熱 HA Z とは、 先行溶接の溶融線近傍の溶接金属及び H A Zが、 後行溶接に よって再加熱された部位である。 通常、 HA Zは、 溶接時の入熱に よつて多少異なるものの、 溶融線から 1 0 mm以内の部位であり、 例えば、 溶融線から 1 mm又は 2 mmの位置にノッチを設けた場合 、 一 4 0でにおけるシャルピー吸収エネルギ一は、 5 0 J未満にな ることがある。
本発明者らは、 母材鋼板及び溶接鋼管の H A Zの低温靱性を満足 させるために鋭意研究を行った結果、 以下のことを見いだした。 T i を主成分とする微細な酸化物、 複合酸化物、 複合硫化物は、 HA Zの粒内べイナイ トの生成に有効であり、 更に、 母材の有効結晶粒 径の微細化にも有効である。 これにより、 H A Zの有効結晶粒径を
1 5 0 ^m以下、 母材鋼板の有効結晶粒径を 2 0 m以下とするこ とが可能である。
また、 ^ 0の含有量を 0 . 1 0 %未満に制限した場合、 焼入れ性 の指標である炭素当量 C e qを 0 . 3 0〜 0 . 5 3及び溶接性の指 標である割れ感受性指数 P c mを 0 . 1 0〜 0 . 2 0 とすると、 母 材鋼板のポリゴナルフェライ トの面積率が 2 0 %以下、 ベイナイ ト の面積率を 8 0 %以上となり、 H A Zの粒内変態組織が粒内べイナ イ トになる。 これにより、 シーム溶接部を行った溶接継手の引張強 さが 6 0 O M P a以上となる。
特に、 肉厚が 2 5 m m以上、 更には 3 0 m m以上になると、 母材 鋼板の 1 / 2 t部の靭性が低下することがあつたが、 T i を主成分 とする微細な酸化物、 複合酸化物、 複合硫化物により、 母材鋼板の 有効結晶粒径の微細化が可能になった。 この理由については、 以下 のように考えられる。 まず、 未再結晶温度域での圧下が確保されて いる場合には、 通常の粒界からの変態が促進されるため、 酸化物、 複合酸化物、 複合硫化物から粒内変態することは難しい。 これは、 圧下の確保によって結晶粒径が小さくなると、 粒内変態に比べて、 粒界から核生成したペイナイ 卜の成長速度が大きくなりすぎるため であると考えられる。 即ち、 粒内変態が生成する前に、 粒界からの 変態が完了してしまうと考えられる。
一方、 未再結晶温度域での圧下比が不十分な場合には、 特に、 板 厚中心部においては、 結晶粒径が粗大化するため、 粒界から核生成 したべイナイ トの成長も遅くなる。 そのため、 粒内では、 T i を主 体とする酸化物、 複合酸化物、 複合硫化物からの粒内変態により、 有効結晶粒径が微細化すると考えられる。 また、 微細な酸化物が、 ピンニング粒子として作用し、 結晶粒の成長を抑制することも、 母 材鋼板の有効結晶粒径の微細化に有効であると考えられる。
本発明により、 特に、 肉厚が 2 5 m m以上であっても、 母材鋼板 の有効結晶粒径を 2 0 m以下にすることが可能である。 更に、 ポ リゴナルフェライ 卜の面積率を 2 0 %以下、 ペイナイ 卜の面積率を 8 0 %以上にすることにより、 表層近傍、 即ち、 鋼材の表面から約 2〜 1 2 mmの位置から採取した試験片の _ 4 0 °Cでのシャルピ一 吸収エネルギーが 2 0 0 J以上になり、 1 Z 2 t部、 即ち、 肉厚の ほぼ中央から採取した場合のシャルピ一吸収エネルギーを 1 0 0 J 以上とすることができる。
本発明では、 T i を主成分とする微細な酸化物、 複合酸化物、 複 合硫化物を生成させるために、 製鋼工程における酸素量の制御が極 めて重要である。 特に、 鋼の成分組成を調整する際には、 S i 、 M nを、 含有量が上述した範囲になるように添加して弱脱酸を行った 後、 T i を添加することが必要である。 T i を添加する際の酸素濃 度は 0. 0 0 1〜 0. 0 0 3 %とすることが好ましい。 これにより 、 粒径が 0. 0 1〜 ： L 0 jLi m、 面積 1 ^ m2当たりの個数が、 1 0 〜 1 0 0 0個ノ1111112の丁 1酸化物、 具体的には、 T i 2〇3を分散 させることができる。 これにより、 粒内変態の生成が促進され、 母 材鋼板及び溶接鋼管の H A Zの有効結晶粒径が微細化する。
このような製鋼工程により成分組成を調整し、 铸造して得られた 鋼片を熱間圧延する際に、 9 0 0 °Cから圧延終了までの圧下比を 2 . 5以上、 好ましくは 3. 0以上とすることにより、 母材鋼板の有 効結晶粒径を 2 0 m以下とすることが可能である。
有効粒径は E B S Pを用いて、 1 5 ° 以上の結晶方位差を有する 境界で囲まれる部分の面積を円相当径に換算した値である。 また、 ポリゴナルフェライ トとは光学顕微鏡組織では、 粒内に粗大なセメ ン夕ィ トゃ M Aなどの粗大な析出物を含まない白い塊状の組織とし て観察される。 母材鋼板の光学顕微鏡組織では、 ポリゴナルフェラ イ ト及びべイナイ トの残部として、 マルテンサイ ト、 残留オーステ ナイ ト、 M Aを含むことがある。
本発明において、 ベイナイ トは、 ラス若しくは塊状フェライ ト間 に炭化物が析出したもの、 又はラス内に炭化物が析出した組織と定 義される。 更に、 マルテンサイ トは、 ラス間又はラス内に炭化物が 析出していない組織である。 残留オーステナイ トは、 高温で生成し たオーステナイ トが母材鋼板又は溶接鋼管に残留したオーステナイ トである。
更に、 溶接部の熱処理により、 H A Zの旧オーステナイ ト粒界に 沿って生成した粗大な M Aが微細なセメンタイ トに分解するため、 低温靱性が向上する。 これにより、 より低温での 1ノ 2 t部の会合 部又は会合部 + 1 m mでの靭性が向上し、 例えば、 溶接部を 3 0 0 〜 5 0 0 °Cの温度に加熱すると、 — 4 0 °Cという低温での Vノッチ シャルビ一吸収エネルギ一を 5 0 J以上にすることができる。 した がって、 一 4 0 °C以下での極低温で使用する場合には、 粒内べイナ ィ トを生成させた組織を更に熱処理し、 粒内べイナィ 卜とセメン夕 ィ 卜の混合組織にすることが好ましい。
以下、 本発明の母材鋼板の限定理由について述べる。 なお、 H A Zは、 溶接の際に溶解しない熱影響部であるから、 H A Zの成分は 母材と同じである。
C ： Cは、 鋼の強度を向上させる元素であるが 、 本発明では、 C の含有量を制限し、 ベィナイ トを主体とする金属組織を得て、 高強 度と高靭性の両立を図 ている。 C量が 0 , 0 1 0 %よりも少ない と強度が不十分であり 、 0 . 0 5 0 %を超えると靭性が低下する そのため、 本発明に いて、 最適な C量は、 0 0 1 0 〜 0 . 0 5
0 %の範囲とする。
S i ： S i は本発明において重要な脱酸元素であり、 効果を得る には、 鋼中に 0 . 0 1 %以上の S i を含有させることが必要である 。 一方、 S i の含有量が 0. 5 0 %を超えると HA Zの靱性が低下 するので、 上限を 0. 5 0 %とする。
M n ： M nは、 脱酸剤として使用され、 母材鋼板の強度及び靱性 の確保に必要であり、 更に、 粒内変態の生成核として有効な M n S 等の硫化物を生成する元素であり、 本発明において極めて重要であ る。 これらの効果を得るには、 0. 5 0 %の M nを含有させる必要 があるが、 M nの含有量が 2. 0 0 %を超えると H A Zの靱性を損 なう。 したがって、 M nの含有量の範囲を 0. 5 0〜 2. 0 0 %と する。 なお、 M nは安価な元素であることから、 焼入れ性を確保す るために 1. 0 0 %以上を含有させることが好ましく、 最適な下限 は 1. 5 0 %以上である。
P : Pは不純物であり、 0. 0 5 0 %超を含有すると母材鋼板の 靱性を著しく低下させる。 したがって、 Pの含有量の上限を 0. 0 5 0 %とした。 HA Zの靭性を向上させるには、 Pの含有量を 0. 0 1 0 %以下とすることが好ましい。
' S ： Sは本発明において、 粒内変態の生成核として有効な M n S 等の硫化物を生成する重要な元素である。 Sの含有量が 0. 0 0 0 1 %未満になると、 硫化物の生成量が低下して粒内変態が顕著に生 じないため、 0. 0 0 0 1 %以上とすることが必要である。 一方、 母材鋼板中に 0. 0 0 5 0 %超の Sが含有されると粗大な硫化物を 生成して、 靱性を低下させるため、 S量の上限を 0. 0 0 5 0 %以 下とする。 HA Zの靭性を向上させるには、 S量の上限を 0. 0 0 3 0 %以下とすることが好ましい。
A 1 ： A 1 は脱酸剤であるが、 本発明においては、 T i の酸化物 を微細に分散させるために、 A 1 量の上限を 0. 0 2 0 %以下に制 限することが極めて重要である。 また、 粒内変態の生成を促進させ るには、 A 1 量を 0. 0 1 0 %以下にすることが好ましい。 更に好 ましい上限は、 0. 0 0 8 %以下である。
T i ： T i は、 本発明においては、 粒内変態の生成核として有効 に作用する T i の酸化物を微細に分散させるため、 極めて重要な元 素である。 しかし、 T i過剰に含有させると、 炭窒化物を生じて靱 性を損なう。 したがって、 本発明においては、 丁 1 の含有量を 0. 0 0 3〜 0. 0 3 0 %とすることが必要である。 また、 T i は強力 な脱酸剤であるため、 T i を添加する際の酸素量が多いと、 粗大な 酸化物を生成する。 そのため、 製鋼時には、 予め、 S i 、 M nによ り脱酸を行い、 酸素量を低下させておく ことが必要である。 T i の 酸化物が粗大化すると、 粒内変態が生じ難くなり、 粒界をピンニン グする効果も小さくなるため、 母材鋼板及び溶接鋼管の H A Zの有 効結晶粒径が粗大になることがある。
B ： Bは、 鋼中に固溶すると焼入れ性を増加させる元素であるが 、 過剰に添加すると、 粗大な B Nを生じ、 特に HA Zの靭性を低下 させるため、 B量の上限を 0. 0 0 3 0 %とする。 本発明の溶接鋼 管は、 焼入れ性を高める Bを 0. 0 0 0 3 %以上添加し、 焼入れ性 の指標である炭素当量 C e q及び溶接性の指標である割れ感受性指 数 P c mを最適な範囲に制御して強度及び溶接性を確保するもので ある。 なお、 0. 0 0 0 3 %以上の Bの添加は、 粒界からのフェラ イ トの生成の抑制にも有効である。 また、 Bの積極的な添加により 、 微細な B Nを生じると、 固溶 Nの低下に伴って H A Zの靱性が向 上するため、 B量を 0. 0 0 0 5 %超とすることが好ましい。
M o : M oは、 焼入れ性を向上させて、 HA Zへの粒内べイナィ トの生成を促進し、 また、 炭窒化物を形成して強度を向上させる、 有用な元素であるものの、 0. 1 0 %以上の添加により、 合金コス トが増大する。 したがって、 本発明では、 高価な M oの含有量を 0 . 1 0 %未満に制限する。 本発明の溶接鋼管は、 M oの含有量の低 減しても焼入れ性を確保できるように、 焼入れ性の指標である炭素 当量 C e q及び溶接性の指標である割れ感受性指数 P c mを最適な 範囲に制御している。
O ： 酸素は鋼中に不可避的に含有される元素であるが、 本発明に おいては、 T i を含有する酸化物を生成させるために、 〇量を制限 する必要がある。 铸造時に鋼中に残存する酸素量、 即ち、 母材鋼板 中の〇量は、 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 8 0 %とすることが必要であ る。 これは、 〇量が 0. 0 0 0 1 %未満では酸化物の個数が十分と はならず、 0. 0 0 8 0 %を超えると粗大な酸化物が多くなり、 母 材及び HA Zの靭性を損なうためである。 また、 酸素量の増加によ つて T i を主体とする酸化物が粗大になると、 母材鋼板及び溶接鋼 管の H A Zの有効結晶粒径が粗大になることがある。
更に、 強度及び靭性を向上させる元素として、 C u、 N i 、 C r 、 V、 N b、 Z r、 T aのうち、 1種又は 2種以上を添加しても良 い。 また、 これらの元素は、 含有量が好ましい下限未満の場合は、 特に悪影響を及ぼすことはないため、 不純物と見做すことができる
C u、 N i ： C u及び N i は、 靱性を低下損なう ことなく強度を 上昇させる有効な元素であり、 効果を得るためには、 C u量、 N i 量の下限を 0. 0 5 %以上とすることが好ましい。 一方、 C u量の 上限は、 鋼片加熱時及び溶接時の割れの発生を抑制するために、 1 . 5 0 %とすることが好ましい。 N i 量の上限は、 過剰に含有させ ると溶接性を損なうため、 5. 0 0 %とすることが好ましい。 なお 、 C uと N i は、 表面疵の発生を抑制するために、 複合して含有さ せることが好ましい。 また、 コス トの観点からは、 11及び^^ 1 の 上限を、 1. 0 0 %以下とすることが好ましい。
C r、 V、 N b、 Z r、 T a : C r、 V、 N b、 Z r、 T aは、 炭化物、 窒化物を生成し、 析出強化によって鋼の強度を向上させる 元素であり、 1種又は 2種以上を含有させても良い。 強度を効果的 に上昇させるためには、 C r量の下限は 0. 0 2 %、 V量の下限は 0. 0 1 0 %、 N b量の下限は 0. 0 0 1 %、 Z r量、 T a量の下 限は、 共に 0. 0 0 0 1 %とすることが好ましい。 一方、 C r を過 剰に添加すると、 焼入れ性の向上により強度が上昇し、 靱性を損な う ことがあるため、 C r量の上限を 1. 5 0 %とすることが好まし い。 また、 V、 N b、 Z r、 T aを過剰に添加すると、 炭化物、 窒 化物が粗大化し、 靱性を損なう ことがあるため、 V量の上限を 0. 1 0 0 %、 N b量の上限を 0. 2 0 0 %、 Z r量、 T aの上限を共 に 0. 0 5 0 0 %とすることが好ましい。
更に、 介在物の形態を制御して、 靭性の向上を図るため、 M g、 C a、 R E M、 Y、 H f 、 R e、 Wのうち 1種又は 2種以上を添加 しても良い。 また、 これらの元素も、 含有量が好ましい下限未満の 場合は、 特に悪影響を及ぼすことはないため、 不純物と見做すこと ができる。
g ： M gは酸化物の微細化や、 硫化物の形態制御に効果を発現 する元素である。 特に、 微細な M gの酸化物は粒内変態の生成核と して作用し、 また、 ピニング粒子として粒径の粗大化を抑制する効 果を得るために、 0. 0 0 0 1 %以上を添加することが好ましい。 一方、 0. 0 1 0 0 %を超える量の M gを添加すると、 粗大な酸化 物が生成して、 母材鋼板及び溶接鋼管の H A Zの靱性を低下させる ことがあるため、 M g量の上限を 0. 0 1 0 0 %とすることが好ま しい。
C a、 R EM ： C a及び R E Mは硫化物の形態の制御に有用であ り、 粒化物を生成して圧延方向に伸長した M n Sの生成を抑制し、 鋼材の板厚方向の特性、 特に耐ラメラティアー性を改善する元素で ある。 この効果を得るためには、 C a量、 R E M量の下限を、 共に 、 0. 0 0 0 1 %以上とすることが好ましい。 一方、 C a量、 R E M量の上限は、 0. 0 0 5 0 %を超えると、 酸化物が増加して、 微 細な T i含有酸化物が減少し、 粒内変態の生成を阻害することがあ るため、 0. 0 0 5 0 %以下とすることが好ましい。
Y、 H f 、 R e、 W : Y、 H f 、 W、 R e も、 C a、 R EMと同 様の効果を発現する元素であり、 過剰に添加すると粒内変態の生成 を阻害することがある。 そのため、 Y量、 H f 量、 R e量の好まし い範囲は、 それぞれ、 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %であり、 W量 の好ましい範囲は、 0. 0 1〜 0. 5 0 %である。
更に、 本発明においては、 母材鋼板及び溶接鋼管の H A Zの焼入 れ性を確保して、 母材のベイナイ トの面積率を 8 0 %以上とし、 H A Zに粒内べイナイ トを生成させるため、 C、 M n、 N i 、 C u、 C r、 M o、 Vの含有量 [質量％] から計算される、 下記 （式 1 ) の炭素当量 C e qを 0. 3 0〜 0. 5 3 とする。
C e q = C + n/ 6 + (N i + C u ) / 1 5
+ (C r +M o + V) / 5 · · · (式 1 ) また、 母材及び HA Zの低温靭性を確保するために、 C、 S i 、 M n、 C u、 C r、 N i 、 M o、 V、 Bの含有量 [質量％] から計 算される、 下記 （式 2 ) の割れ感受性指数 P c mを 0. 1 0〜 0. 2 0 とする。
P c m= C + S i / 3 0 + ( n + C u + C r ) / 2 0 + N i
/ 6 0 + M o / 1 5 + V/ l 0 + 5 B
• · · (式 2 ) なお、 選択的に含有される元素である、 N i 、 C u、 C r、 Vが 、 上述した好ましい下限未満である場合は不純物であるから、 上記 (式 1 ) 及び （式 2 ) においては、 0 として計算する。 溶接鋼管となる母材鋼板の金属組織は、 ペイナイ 卜の面積率が 8 0 %以上、 ポリゴナルフェライ トの面積率が 2 0 %以下であれば、 強度と靭性とのバランスが良好になる。 また、 T i を主体とする酸 化物の生成により、 有効結晶粒径を 2 0 m以下とすれば、 母材鋼 板の靱性が良好になる。 なお、 ポリゴナルフェライ トは、 母材鋼板 の有効結晶粒径の微細化にも有効であり、 面積率を 3 %以上にする ことが好ましい。 また、 母材鋼板の肉厚は、 2 5 m m以上、 鋼管の 周方向に対応する方向の引張強度は 6 0 O M P a以上であることが 好ましい。 これは、 ラインパイプとして使用する際に、 内圧による 破断を防止するためである。 なお、 内圧を高めることが必要である 場合には、 母材鋼板の肉厚を 3 0 m m以上とすることが好ましい。 一方、 母材鋼板の肉厚は 4 0 m m以下、 鋼管の周方向に対応する方 向の引張強度は 8 0 O M P a以下とすることが好ましい。 これは、 肉厚の増加、 引張強度の上昇により、 母材鋼板を U O工程で成形す る際の負荷が増大するためである。 なお、 通常、 鋼管の周方向に対 応する方向とは、 母材鋼板の板幅方向である。
次に、 製造方法について説明する。
上述の製鋼工程で鋼を溶製した後、 铸造して鋼片とする。 铸造は 常法で行えば良いが、 生産性の観点から連続铸造が好ましい。 鋼片 は熱間圧延のために加熱される。
熱間圧延の加熱温度は 1 0 0 0 °C以上とする。 これは、 熱間圧延 を鋼の組織がオーステナイ ト単相になる温度、 即ちオーステナイ ト 域で行い、 母材鋼板の結晶粒径を微細にするためである。 上限は規 定しないが、 有効結晶粒径の粗大化抑制のためには、 再加熱温度を 1 2 5 0で以下とすることが好ましい。
熱.間圧延は加熱炉から抽出後、 直ちに開始しても良いため、 熱間 圧延の開始温度は特に規定しない。 母材鋼板の有効結晶粒径を微細 化するためには、 9 0 0 °C超の再結晶域での圧下比を 2. 0以上と することが好ましい。 再結晶域での圧下比は、 鋼片の板厚と 9 0 0 X：での板厚との比である。
次に、 9 0 0 °C以下の未再結晶域での圧下比を 2. 5以上にすれ ば、 水冷後、 母材鋼板の有効結晶粒径が 2 0 /xm以下になる。 母材 鋼板の有効結晶粒径を更に微細にするには、 9 0 0 °C以下の未再結 晶域での圧下比を 3. 0以上とすることが好ましい。 なお、 本発明 において、 未再結晶域圧延の圧下比とは、 9 0 0 °Cでの板厚を圧延 終了後の板厚で除した比である。 また、 未再結晶域及び再結晶域で の圧下比の上限は規定しないが、 圧延前の鋼片の板厚と圧延後の母 材鋼板の板厚を考慮すると、 通常、 1 2. 0以下である。
圧延終了温度は、 母材鋼板の組織がオーステナイ ト単相になる温 度以上で熱間圧延を行う ことが好ましい。 即ち、 圧延終了温度は、 A r 3以上とすることが好ましいが、 圧延時に少量のポリゴナルフ ェライ 卜が生成しても構わないため、 A r 3 _ 5 0 °C以上としても 良い。 A c 3及び A r 3は、 C、 S i 、 M n、 P、 C r、 M o、 W、 N i 、 C u、 A l 、 V、 T i の含有量 （質量％) により、 計算する ことができる。
A c 3= 9 1 0 - 2 0 3 C— 1 5. 2 N i + 4 4. 7 S i
+ 1 0 4 V+ 3 1. 5 M o + 1 3. 1 W- 3 0 M n — 1 l C r - 2 0 C u + 7 0 0 P + 4 0 0 A l + 4 0 0 T i
A r 3 = 9 1 0 — 3 1 0 C - 5 5 N i - 8 0 o - 8 0 M n
- 1 5 C r - 2 0 C u
更に、 圧延終了後水冷を実施するが、 水冷停止温度を 6 0 0 °C以 下にすれば、 上述した金属組織が得られ、 母材鋼板の靱性が良好に なる。 水冷停止温度の下限は規定せず、 室温まで水冷しても良いが 、 生産性や水素性欠陥を考慮すると、 1 5 0で以上とすることが好 ましい。 本発明の鋼は Bを含有し、 焼入れ性を高めた成分組成を有 するため、 圧延終了後、 空冷した場合でもべイナイ トは生成し易い ものの、 成分組成や、 加熱温度によっては、 ポリゴナルフェライ ト を生じて、 ペイナイ 卜の面積率が 8 0 %未満になることがある。 母材鋼板を管状に成形した後、 突合せ部をアーク溶接し、 溶接鋼 管とする場合、 成形は、 鋼板を Cプレス、 Uプレス、 Oプレスする U O E工程が好ましい。
アーク溶接は、 溶接金属の靭性と生産性の観点から、 サブマージ ドア一ク溶接を採用することが好ましい。 特に、 肉厚が 2 5〜 4 0 m mまでの溶接鋼管を製造する際には、 内外面からのサブマージド アーク溶接の入熱を、 4. 0〜 1 0. 0 k J /mmとすることが好 ましい。 この範囲の入熱であれば、 上述した成分組成を有する本発 明の溶接鋼管では、 H A Zに粒内べイナイ トを生じて、 HA Z有効 結晶粒径が 1 5 0 m以下となり、 優れた低温靭性が得られる。 特に、 内外面から 1パスずつサブマージドア一ク溶接を行う場合 、 入熱を 4. 0 k J / m m未満とすると、 内面金属と外面金属との 間に、 本溶接に先立って行う仮付け溶接の溶接金属が残留すること があるためである。 また、 サブマージドアーク溶接の入熱を、 1 0 . 0 k J /mm以下にすれば、 2 5〜 4 0 mmの肉厚の鋼管でも、 HA Zの旧オーステナイ ト粒径を 5 0 0 以下とすることが可能 であり、 靭性の向上のために有効である。 なお、 内面から溶接する 際の入熱と、 外面から溶接する際の入熱とを、 同じ条件にする必要 はなく、 多少の入熱差があってもよい。
内外面からのサブマージドアーク溶接の入熱を、 4. 0〜 1 0. 0 k Jノ mmにすると、 溶接鋼管の肉厚が 2 5〜 4 0 mmの場合、 HA Zの冷却時の 8 0 0 °Cから 5 0 0 °Cまでの冷却速度は、 2〜 1 5 °Cノ s となる。 このような通常よりも遅い冷却速度でも、 上述し た成分組成を有する本発明の溶接鋼管では、 HA Zに粒内べイナィ トを生じて、 HA Zの有効結晶粒径が 1 5 0 以下となり、 優れ た低温靭性が得られる。
また、 溶接に使用するワイヤーは、 母材鋼板による成分の希釈を 考慮し、 溶接金属の成分組成を後述する範囲とするために、 以下の 成分とすることが好ましい。 即ち、 質量％で、 C : 0. 0 1 0〜 0 . 1 2 0 %、 S i ： 0. 0 5〜 0. 5 0 %、 M n : l . 0〜 2. 5 % N i ： 2. 0〜 8. 5 %を含有し、 更に、 A 1 : 0. 1 0 0 % 以下、 T i ： 0. 0 5 0 %以下を含有し、 残部が F e及び不可避的 不純物からなる成分組成である。 B : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %を含んでも良く、 C r、 M o、 Vの 1種又は 2種以上を C r +M o + V ： 1. 0〜 5. 0 %の範囲で含有しても良い。
更に、 溶接金属の成分組成について述べる。
Cは、 強度向上に極めて有効な元素であり、 0. 0 1 0 %以上を 含有することが好ましい。 しかし、 C量が多すぎると溶接低温割れ が発生し易くなり、 特に、 現地溶接部とシーム溶接が交わるいわゆ る Tクロス部の H A Zが硬化して靭性を損なう ことがある。 そのた め、 C量の上限を 0. 1 0 0 %とすることが好ましい。 溶接金属の 靭性を向上させるためには、 上限を 0. 0 5 0 %以下とすることが 更に好ましい。
S i は、 溶接欠陥であるブローホールの発生を防止するため、 0 . 0 1 %以上を含有させることが好ましい。 一方、 過剰に含有する と低温靭性を著しく劣化させるため、 上限を 0. 5 0 %以下とする ことが好ましい。 特に、 複数回の溶接を行う場合には、 再熱溶接金 属の低温靱性が劣化することがあるため、 上限を 0. 4 0 %以下と することが更に好ましい。 M nは、 優れた強度と靱性のバランスを確保するために有効な元 素であり、 下限を 1. 0 %以上とすることが好ましい。 しかし、 M nを多量に含有すると偏祈が助長され、 低温靱性を劣化させるだけ でなく、 溶接に使用する溶接ワイヤーの製造も困難になるので、 上 限を 2. 0 %以下とすることが好ましい。
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、 これらの上限を 0. 0 2 0 %及び 0. 0 1 0 %以下とすることが好ましい。 なお、 低温靱性の観点から、 P の更に好ましい上限は 0. 0 1 0 %である。
A 1 は、 溶接ワイヤーの製造の際に、 精鍊及び凝固を良好に行わ せるために添加される元素であり、 微細な T i 系の酸化物を活用し て溶接金属の粒径の粗大化を抑制するためには、 0. 0 0 1 %以上 の A 1 を含有することが好ましい。 しかし、 A 1 は、 MAの生成を 促進する元素であるため、 含有量の好ましい上限は、 0. 1 0 0 % 以下である。
T i は、 粒内変態の生成核となる微細な酸化物を生じて、 溶接金 属の粒径の微細化に寄与する元素であり、 0. 0 0 3 %以上を含有 させることが好ましい。 一方、 T i を多量に含有すると T i 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ので上限を 0. 0 5 0 %以下にすることが好ましい。
Oは、 不純物であり、 溶接金属に最終的に残存する酸素量は、 0 . 0 0 0 1 %以上であることが多い。 しかし、 O量が、 0. 0 5 0 0 %を超えて残存した場合は、 粗大な酸化物が多くなり、 溶接金属 の靭性が低下することがあるため、 上限を 0. 0 5 0 0 %以下とす ることが好ましい。
溶接金属は、 更に、 選択的に、 N i 、 C r、 M o、 Vを含有する ことが好ましい。 N i は、 焼入れ性を高めて強度を確保し、 更に、 低温靱性を向上 させる元素であり、 0. 2 %以上を含有させることが好ましい。 一 方、 N i の含有量が多すぎると高温割れを生じることがあるため、 上限を 3. 2 %以下とした。
C r、 M o、 Vは、 何れも焼入れ性を高める元素であり、 溶接金 属の高強度のために、 これらのうち、 1種又は 2種以上を合計で 0 • 2 %以上含有させても良い。 一方、 C r、 M o、 Vの 1種又は 2 種以上の合計が 2. 5 %を超えると低温靭性が劣化することがある ため、 上限を 2. 5 %以下とすることが好ましい。
溶接金属は、 更に、 Bを含有しても良い。
Bは、 溶接金属の焼入れ性を増加させる元素であり、 強度を高め るには、 0. 0 0 0 1 %以上を含有することが好ましい。 一方、 B の含有量が 0. 0 0 5 0 %を超えると、 靭性を損なう ことがあるた め、 上限を 0. 0 0 5 0 %以下とすることが好ましい。
溶接金属には、 母材鋼板からの希釈によって、 上記以外の元素、 例えば、 選択的に母材に添加される C u、 N b、 Z r、 T a、 M g 、 C a、 R E M, Y、 H i、 R e、 Wなどを含有することがあり、 溶接ワイヤーの精鍊 · 凝固を良好に行わせるために必要に応じて添 加させた Z r、 N b、 M g等の元素を含有する場合がある。 これら は、 不可避的に含有される不純物である。
シ一ム溶接後、 鋼管の真円度を向上させるために、 拡管しても良 い。 鋼管の真円度を拡管によって高める場合、 塑性域まで変形させ る必要があるため、 拡管率を 0. 7 %以上とすることが好ましい。 拡管率は、 拡管後の鋼管の外周長と拡管前の鋼管の外周長の差を、 拡管前の鋼管の外周長で徐した値を百分率で表したものである。 拡 管率を 2 %超にすると、 母材、 溶接部とも塑性変形により、 靭性が 低下することがある。 したがって、 拡管率は 0. 7〜 2. 0 %とす ることが好ましい。
また、 鋼管の溶接部及び H A Zには、 熱処理を施すことが好まし く、 特に、 3 0 0〜 5 0 0 °Cの温度に加熱すると、 旧オーステナイ ト粒界に沿って生成した粗大な M Aがべイナィ トと微細なセメン夕 ィ トに分解し、 靭性が向上する。 加熱温度が 3 0 0 °C未満では、 粗 大な M Aの分解が不十分で、 靭性の向上効果が十分でないことがあ るため、 下限を 3 0 0 °C以上とすることが好ましい。 一方、 5 0 0 °C超に溶接部を加熱すると、 析出物を生じて溶接金属の靱性が劣化 することがあるため、 上限を 5 0 0 °C以下とすることが好ましい。 再熱 HA Zに生成していた MAがべイナィ トとセメンタイ トに分解 すると、 S EMによる観察では、 形状は MAと同様であるが、 内部 に微細な白い析出物を含有するものとなり、 M Aと区別することが できる。
溶接部及び H A Zの熱処理は、 外面からバーナーによって加熱す れば良く、 高周波加熱を行っても良い。 外表面が熱処理温度に到達 した後、 直ちに冷却しても良いが、 MAの分解を促進するためには 、 1〜 6 0 0 s保持することが好ましい。 しかし、 設備のコス ト、 生産性を考慮すると、 保持時間は 3 0 0 s以下とすることが好まし い。 実施例
次に、 本発明の実施例について述べる。
T i を添加する際の酸素濃度を 0. 0 0 1〜 0. 0 0 3 %の範囲 内に調整して、 表 1の化学成分を有する鋼を溶製し、 表 1 の化学成 分を有する 2 4 0 mmの厚みを有する鋼片とした。 これらの鋼片を 、 表 2に示した加熱温度に加熱し、 4 5〜 1 6 0 m mまで 9 5 0 °C 以上の再結晶温度域で熱間圧延を行った。 更に、 表 2に示した板厚 まで、 8 8 0 °Cから 8 0 0 °Cの温度範囲の未再結晶域で、 表 2 に示 した圧下比での熱間圧延を行った。 熱間圧延の終了温度は、 A r 3 一 5 0 °C以上とし、 7 5 0 °Cで水冷を開始し、 種々の温度で水冷を 停止させた。
得られた鋼板から、 J I S Z 2 2 4 2に準拠して、 板幅方向 を長手方向とし、 ノッチを板厚方向と平行にして設けた Vノ ッチ試 験片を作製した。 シャルピー試験片の採取位置は、 表層部、 即ち、 表面から約 2〜 1 2 m mの位置と、 1 / 2 t部、 即ち、 肉厚のほぼ 中央とした。 シャルビ一試験は、 一 4 0 °Cで行い、 吸収エネルギー を求めた。 引張特性は、 A P I規格の試験片を用いて評価した。 な お、 板厚が 2 5〜 4 0 m mの母材鋼板を溶接鋼管に成形した場合に は、 板厚中央部で成形によって導入された歪みの影響が小さいこと を有限要素法による解析で確認した。 また、 実際に、 鋼板を冷間で 成形して溶接鋼管を製造し、 加工硬化の影響について確認を行った 結果、 T Sは 2 0〜 3 0 M P a程度上昇することがあり、 靭性は、 板厚の中央部でも、 表層部でも、 影響は小さく、 測定誤差程度であ つ 7こ
母材鋼板の板厚中央部のミクロ組織を光学顕微鏡によって観察し 、 ポリゴナルフェライ ト、 ベイナイ トの面積率を測定し、 残部組織 を確認した。 母材鋼板の有効結晶粒径は E B S Pによって測定した
表 1
Figure imgf000028_0001
*Ceq=C+ n/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+ o+V)/5
*Pcm=C+Si/30+( n+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B *成分の空櫚は無添加を意味する。
*表中の下線は本発明の範囲外であることを意味する。.
2
Figure imgf000029_0001
*J$下比は、 900°C以下、圧延終了までの圧下比
*熱処理の空欄は熱処理無しを意味する。
*表中の下線は本発明の範囲外であることを意味する。 次に、 母材鋼板による希釈を考慮し 、 質量％で、 C ： 0 • 0 1 0
〜 0 . 1 2 0 %、 S i ： 0 . 0 5 〜 0 • 5 %、 M n ： 1 . 0 〜 2 .
5 %、 A 1 ： 0 . 1 0 0 %以下、 T i • 0 . 0 5 0 %以下 、 を含有 し、 更に、 必要に応じて 、 N i ： 2 . 0 〜 8 . 5 % , C r 、 M o 、
Vの 1種又は 2種以上を C r + M o + V • 1 . 0 〜 5 . 0 %の範囲 で含有し、 B ： 0 . 0 0 0 1 〜 0 . 0 0 5 0 %を含有し、 残 力 s F e及び不可避的不純物からなる成分組成を有する溶接フィャ一を用 いて、 溶接入熱を 4 . 0 〜 1 0 . O k J / m mとして内外面から 1 パスづつでサブマージドアーク溶接を行い 、 溶接継手を作製した。 また、 一部の継手には、 表 2に示す温度で熱処理を施した なお、 溶接金属より試料を採取し、 成分分析を行つた。 溶接金属の引張強 度は、 J I S Z 3 1 1 1 に準拠して測定した。 溶接金属の化学 成分及び引張強度を表 3に示す。
Figure imgf000030_0001
溶接継手から小片を採取し、 H A Zの有効結晶粒径を E B S Pに より測定した。 また、 介在物を起点にする花弁状に生成したベイナ イ トを粒内べイナイ トと定義し、 面積率を測定した。 更に、 H A Z のシャルピ一吸収エネルギーを、 J I S Z 2 2 4 2に準拠し、 Vノッチ試験片を用いて、 一 4 0 °Cで測定した。 Vノッチは、 溶融 線から母材側に 1 m mの位置に設け、 測定は— 4 0 °Cで行った。 ま た、 溶接金属に垂直な幅方向を試験片の長手方向とし、 溶接金属が 平行部のほぼ中央になるようにして、 A P I規格の試験片を採取し 、 引張試験を行って、 破断位置の判定を行った。 結果を表 4に示す 。 表 4の粒内変態組織は、 粒内べイナイ トの面積率である。
なお、 一部の母材鋼板は、 U O工程、 サブマージドアーク溶接、 拡管して鋼管とし、 ミクロ組織及び機械特性を調査し、 鋼板の母材 及び継手の H A Zのミク口組織及び機械特性と同等であることを確 認した。
4
Figure imgf000032_0001
*残部は、残留オーステナイト、マルテンサイト、 MAの面積率の合計 *粒内変態組織は、粒内べイナイトの面積率である。
*表中の下線は本発明の範囲外であることを意味する。
製造 N o . 1〜 9は本発明例であり、 母材鋼板の有効結晶粒径は 2 0 ^ m以下であり、 HA Zの有効結晶粒径は 1 5 0 ； m以下であ る。 また、 母材及び H A Zの一 4 0 °Cにおけるシャルピー吸収エネ ルギ一は 5 0 J を超えており、 低温靭性は良好である。 これらの本 発明例では、 継手の引張試験の破断位置が母材鋼板であり、 HA Z の軟化も問題にはならない。 なお、 製造 N o . 9は、 熱処理温度が 低く、 好ましい温度での熱処理を行った場合と比較して、 低温靱性 の向上の効果がやや小さい例である。
一方、 製造 N o . 1 0、 1 1、 1 4及び 1 5は母材鋼板の成分が 本発明の範囲外であり、 製造 N o . 1 2及び 1 3は製造条件が本発 明の範囲外であり、 これらは比較例である。 このうち、 製造 N o . 1 0は A 1 量が多く、 製造 N o . 1 1は T i量が少ないため、 粒内 ベイナイ トが減少し、 また、 H A Zの低温靭性も低下した例である 製造 N o . 1 2は 9 0 0 °C以下での圧下比が小さく、 母材鋼板の 有効結晶粒径が大きくなり、 母材鋼板の低温靭性が低下した例であ る。 また、 製造 N o . 1 3は圧延後、 空冷したため、 母材のポリゴ ナルフェライ トの面積率が増加し、 強度が低下した例である。 製造 N o . 1 4は、 C e q及び P c mが低いために、 強度が低下した例 である。 製造 N o . 1 5は、 C e q及び P c mが高いため、 強度が 高く、 母材鋼板の靭性が低下した例である。 また、 母材鋼板の強度 が高いため、 継手の引張試験の結果、 HA Zで破断している。 産業上の利用可能性
本発明により、 M 0の含有量を低下させても、 ラインパイプ用溶 接鋼管の H A Zの低温靱性の確保が可能になり、 安価な、 低温靱性 に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法の提供が 可能になり、 更に、 本発明によれば、 肉厚が 2 5 m m以上、 更には 3 0 m m以上という厚肉の高強度ラインパイプ用溶接鋼管の低温靱 性を確保することも可能になり、 産業上の貢献が顕著である。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 管状に成形された母材鋼板をシーム溶接した鋼管であって、 前記母材鋼板が、 質量％で、
C 0. 0 1 0 0. 0 5 0 % 、
S i 0. 0 1 0 . 5 0 % 、
M n 0. 5 0 2 . 0 0 % 、
S 0. 0 0 0 1 〜 0 ' 0 0 5 0 %、
T i 0. 0 0 3 0. 0 3 0 % 、
O 0. 0 0 0 1 〜 0 0 0 8 0 %、
B 0， 0 0 0 3 〜 0 • 0 0 3 0 %
、
P 0. 0 5 0 %以下 、
A 1 0. 0 2 0 %以下 、
M o 0. 1 0 %未満
に制限し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、 下記 （式 1 ) によって求められる C e q力 0. 3 0〜 0. 5 3であ り、 下記 （式 2 ) によって求められる P c mが 0. 1 0〜 0. 2 0 であり、 前記母材鋼板の金属組織が面積率で 2 0 %以下のポリゴナ ルフェライ トと面積率で 8 0 %以上のベイナイ トからなり、 有効結 晶粒径が 2 0 xm以下であり、 溶接熱影響部の有効結晶粒径が 1 5 0 m以下であることを特徴とする低温靱性に優れた高強度ライン パイプ用溶接鋼管。
C e q = C + M n / 6 + (N i + C u ) / 1 5
+ (C r +M o + V) / 5 · · · (式 1 )
P c m= C + S i / 3 0 + (M n + C u + C r ) / 2 0 + N i
/ 6 0 +M o / l 5 + V/ l 0 + 5 B • · · (式 2 ) ここで、 C、 S i 、 Mn、 N i 、 C u、 C r、 M o、 V、 Bは、 各元素の含有量 [質量％] である。
2. 前記母材鋼板の肉厚が 2 5〜 4 0 mmであることを特徴とす る請求項 1 に記載の低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼 管。
3. 前記鋼管の周方向を引張方向とする、 前記母材鋼板の引張強 度が 6 0 0〜 8 0 0 M P aであることを特徴とする請求項 1又は 2 に記載の低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管。
4. 前記母材鋼板が、 さらに、 質量％で、
C u ： 0. 0 5〜： L . 5 0 %、
N i ： 0. 0 5〜 5. 0 0 %
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項 1〜 3の何れか 1項に記載の低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管。
5. 前記母材鋼板が、 さらに、 質量％で、
C r ： 0. 0 2 1 • 5 0 % 、
V ： 0. 0 1 0 0 • 1 0 0 % 、
N b ： 0. 0 0 1 0 2 0 0 % 、
Z r ： 0. 0 0 0 1 0 0 5 0 0 To、
T a ： 0. 0 0 0 1 0 0 5 0 0
のうち 1種又は 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1〜 4 の何れか 1項に記載の低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接 鋼管。
6. 前記母材鋼板が、 さらに、 質量％で、
g ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 0 0 %、
C a ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %、
R E : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %、 Y ： 0. 0 0 0 1 0. 0 0 5 0 %
H f ·· 0 . 0 0 0 1 0. 0 0 5 0 %
R e ： 0 . 0 0 0 1 0. 0 0 5 0 %
W ： 0 . 0 1 0. 5 0 %
のうち 1種又は 2種以上を含有する とを特徴とする請求項 の何れか 1項に記載の高強度ラインパィプ用溶接鋼管。
7. 溶接金属が、 質量％で、
C ： 0 . 0 1 0 0. 1 0 0
S i ： 0 . 0 1 0. 5 0 %
n ： 1 . 0 2. 0 %
A 1 ： 0 . 0 0 1 0. 1 0 0 %
T i ： 0 . 0 0 3 0. 0 5 0 %
Ο ： 0 . 0 0 0 1 0. 0 5 0 0 %
を含み、
Ρ ： 0 . 0 1 0 %以下、
s ： 0 . 0 1 0 %以下
に制限し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする 請求項 1 6の何れか 1項に記載の低温靱性に優れた高強度ライン パイプ用溶接鋼管。
8. 前記溶接金属が、 さらに、 質量％で、
N i ： 0. 2 3. 2 %
C r +M o +V : 0. 2 2 · 5 %
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項 7に記載の低温 靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管。
9. 鋼を溶製する際に、 S i M nを添加して弱脱酸を行った後 T i を添加して、 請求項 1 4 6の何れか 1項に記載の成分に 調整した鋼を铸造し、 得られた鋼片を熱間圧延し、 さらに、 得られ た鋼板を管状に成形して突合せ部をシーム溶接すること'を特徴とす る低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
10. 前記鋼片を 1 0 0 0 °c以上に加熱し、 未再結晶温度域での圧 下比を 2 . 5以上で、 熱間圧延し、 6 0 0 °C以下で水冷を停止する ことを特徴とする請求項 9 に記載の低温靱性に優れた高強度ライン パイプ用溶接鋼管の製造方法。
1 1 . 前記鋼板を U O工程で管状に成形し、 突き合わせ部を内外面 から溶接ワイヤーと焼成型若しくは溶融型フラックスを使用してサ ブマージドア一ク溶接を行い、 その後、 拡管を行う ことを特徴とす る請求項 9又は 1 0に記載の低温靱性に優れた高強度ラインパイプ 用溶接鋼管の製造方法。
12. 前記サブマ一ジドアーク溶接の入熱が、 4 . 0〜 1 0 . O k J Z m mであることを特徴とする請求項 1 1 に記載の低温靱性に優 れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
13. シーム溶接部を熱処理することを特徴とする請求項 9〜 1 2 の何れか 1項に記載の低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接 鋼管の製造方法。
14. シ一ム溶接部の熱処理を、 3 0 0〜 5 0 0 °Cの範囲内で行う ことを特徴とする請求項 1 3 に記載の低温靱性に優れた高強度ライ ンパイプ用溶接鋼管の製造方法。
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