WO2011096510A1 - 高強度溶接鋼管及びその製造方法 - Google Patents

高強度溶接鋼管及びその製造方法 Download PDF

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steel
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泰志 藤城
原　卓也
寺田　好男
坂本　真也
朝日　均
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新日本製鐵株式会社
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    • Y10S148/909—Tube

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength welded steel pipe excellent in low-temperature toughness that is preferably used for a line pipe for transporting crude oil and natural gas and a method for producing the same.
  • Japanese Patent No. 3606021 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-345239 Japanese Unexamined Patent Publication No. 08-325635 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2001-355039 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2003-138340 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-239049 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-163456
  • a high-strength welded steel pipe capable of sufficiently securing toughness and a method for producing the same are provided.
  • the present invention provides a high-strength welded steel pipe excellent in low-temperature toughness having a fine metal structure containing bainite and intragranular bainite in the metal structure in HAZ, and a method for producing the same.
  • an appropriate amount of Ti and N is added to reduce C and Al, and to suppress the coarsening of the old ⁇ grain size in the HAZ, and the coarseness produced during high heat input seam welding
  • a steel plate having a component composition in which an appropriate amount of B is added to suppress coarse grain boundary ferrite and the carbon equivalent Ceq, which is an index of hardenability, and the crack sensitivity index Pcm, which is an index of weldability, is controlled to an optimum range is seamed. Welding.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • Ceq obtained by the following ⁇ 1> equation is 0.30 to 0.53
  • Pcm obtained by the following ⁇ 2> equation is 0.10 to 0.20
  • [N] and [Ti] satisfies the following ⁇ 3> formula
  • the average crystal grain size of the old ⁇ grains in the weld heat affected zone of the steel sheet is 250 ⁇ m or less
  • bainite and intragranular bainite are included in the old ⁇ grains.
  • High strength welded steel pipe characterized by that.
  • Ceq [C] + [Mn] / 6 + ([Ni] + [Cu]) / 15 + ([Cr] + [Mo] + [V]) / 5...
  • the base material part further includes Cu: 0.05 to 1.5%, Ni: 0.05 to 5.00%, Cr: 0.02 to 1.50%, W: 0.01 to 0.50%, V: 0.010 to 0.100%, Nb: 0.001 to 0.200%, Zr: 0.0001 to 0.0500%, Ta: 0.0001-0.0500%, Mg: 0.0001-0.0100%, Ca: 0.0001-0.0050%, REM: 0.0001-0.0050%, Y : 0.0001 to 0.0050%, Hf: 0.0001 to 0.0050%, Re: 0.0001 to 0.0050% may be contained.
  • the base material portion may have a plate thickness of 20 to 40 mm.
  • the tensile strength of the base material portion when the circumferential direction is the tensile direction may be 500 to 800 MPa.
  • a steel plate having the component composition described in (1) or (2) above is formed into a tubular shape so that a seam weld is formed. The butt is seam welded by arc welding.
  • the arc welding may be submerged arc welding.
  • the heat input amount of the submerged arc welding may be 3.5 to 10.0 kJ / mm.
  • heat treatment may be further performed on the seam welded portion.
  • the heating temperature in the heat treatment may be 300 to 600 ° C.
  • the present invention contains a proper amount of Ti, N, and B, has a component composition that enhances hardenability, the old ⁇ grain size in the HAZ after seam welding is 250 ⁇ m or less, and the structure in the old ⁇ grain is Since the microstructure includes bainite and intragranular bainite, strength and HAZ toughness at extremely low temperatures are improved. Therefore, the present invention can provide a high-strength welded steel pipe excellent in low-temperature toughness and a method for producing the same, and the industrial contribution is extremely remarkable.
  • the inventors first examined the influence of the component conditions on the prior ⁇ particle size (former austenite particle size) in HAZ. First, by mass, 0.010 to 0.080% C, 0.01 to 0.50% Si, 0.50 to 2.00% Mn, and 0.0001 to 0.0050% S, 0.003 to 0.030% Ti, 0.05 to 1.00% Mo, 0.0003 to 0.050% B, and 0.0001 to 0.0080% O
  • the P content is limited to 0.050% or less
  • the Al content is limited to 0.008% or less
  • the carbon equivalent Ceq which is an index of hardenability, is 0.30 to 0.53%
  • the crack susceptibility index Pcm which is an index of the above, was adjusted to 0.10 to 0.20%, and steel containing 28 to 65 ppm of N was melted, and this steel was cast to produce a steel slab.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the added amount of N and the prior ⁇ grain size. As shown in FIG. 1, it was found that if Ti and N were added to steel and the N content was adjusted to 0.006% or more, the old ⁇ grain size would be 250 ⁇ m or less.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the old ⁇ grain size and Charpy absorbed energy at ⁇ 60 ° C. when there is no coarse grain boundary ferrite in the metal structure.
  • the absorbed energy at ⁇ 60 ° C. becomes 50 J or more.
  • the maximum value of the old ⁇ particle size is used as the old ⁇ particle size for easy measurement.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between [N]-[Ti] /3.4 and Charpy absorbed energy at ⁇ 60 ° C.
  • [N]-[Ti] /3.4 when [N]-[Ti] /3.4 is less than 0.003% (less than 30 ppm), the absorbed energy at ⁇ 60 ° C. becomes 50 J or more.
  • This [N]-[Ti] /3.4 is considered to affect whether or not coarse grain boundary ferrite is generated in the metal structure.
  • [N]-[Ti] /3.4 is 0.003% or more, BN is generated by addition of excessive N, and the effect of improving the hardenability of B is impaired.
  • the C content is reduced, and the toughness is improved by controlling the metal structure to a low temperature transformation structure mainly containing bainite. Furthermore, an appropriate amount of Ti and N is added to the steel to suppress the coarsening of the old ⁇ grain size in the weld heat affected zone during high heat input welding. Further, B is added to the steel to enhance the hardenability, suppress the formation of coarse grain boundary ferrite, and utilize intragranular bainite.
  • the present invention provides a high-strength welded steel pipe in which the effective crystal grain size of HAZ is refined and low-temperature toughness is improved.
  • an appropriate amount of Ti is added to steel while reducing the amount of Al and controlling the amount of oxygen to disperse fine inclusions that act extremely effectively as nuclei for intragranular transformation. Furthermore, by adding appropriate amounts of Ti, N, and B to the steel, it works extremely effectively as fine inclusions that act as pinning particles that suppress the coarsening of the prior ⁇ grain size and as a nucleus for intragranular transformation. The fine inclusions to be dispersed are dispersed to prevent the formation of coarse ferrite from the old ⁇ grain boundary. Thus, in the present invention, the effective crystal grain size is refined by suppressing the coarsening of old ⁇ grains and promoting intragranular transformation.
  • C is an element that improves the strength of steel.
  • the C content is 0.080% or less.
  • the C content is preferably 0.078% or less.
  • Si is a deoxidizing element. In order to sufficiently perform deoxidation, it is necessary that 0.01% or more of Si is contained in the steel. On the other hand, if more than 0.50% Si is contained in the steel, the HAZ toughness deteriorates, so the upper limit of the Si content is 0.50%.
  • Mn is an element that enhances hardenability. In order to ensure strength and toughness, it is necessary that Mn is contained in the steel in an amount of 0.50% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.00%, the toughness of the HAZ is impaired. Therefore, the Mn content is 0.50 to 2.00%.
  • P is an impurity. If P contains more than 0.050% of P, the toughness of the base material (base material part) is significantly reduced. Therefore, the P content is limited to 0.050% or less. In order to improve the toughness of the HAZ, it is preferable to limit the P content to 0.020% or less. Note that the P content may be more than 0%.
  • S is an impurity. If the steel contains more than 0.0050% S, coarse sulfides are produced and the toughness is lowered. Further, when Ti oxide is finely dispersed in the steel sheet, MnS is precipitated, intragranular transformation occurs, and the toughness of the steel sheet (base material part) and HAZ is improved. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.0001% or more of S in the steel. Therefore, the S content is 0.0001 to 0.0050%. In order to improve the toughness of HAZ, the upper limit of the S content is preferably 0.0030%.
  • Al is a deoxidizer.
  • the upper limit of Al needs to be 0.008%.
  • the upper limit of Al is preferably 0.005%.
  • the upper limit of Al is 0.003%. % Is more preferable. Note that the Al content may be more than 0%.
  • Ti is an element that generates Ti nitride that contributes to the refinement of the crystal grain size of the steel plate (base material part) and HAZ. Therefore, it is necessary that Ti is contained in the steel by 0.003% or more. In order to make the HAZ crystal grain size finer, the Ti content is preferably 0.005% or more. On the other hand, when Ti is excessively contained in the steel, coarse inclusions are produced and the toughness is impaired, so the upper limit of Ti is 0.030%. In order to disperse the Ti oxide more finely, the Ti content is preferably 0.028% or less. When the oxide of Ti is finely dispersed, it effectively acts as a nucleus for intragranular transformation.
  • B is an important element that significantly enhances the hardenability and suppresses the formation of coarse grain boundary ferrite in the HAZ. In order to obtain this effect, it is necessary that B is contained in the steel by 0.0003% or more. Moreover, in order to improve hardenability more reliably, it is preferable that content of B is 0.0005% or more. On the other hand, when B is added excessively to the steel, coarse BN is generated, and the toughness of HAZ is particularly lowered. Therefore, the upper limit of the B content is 0.0100%.
  • N is an element that generates Ti nitride that contributes to the refinement of the crystal grain size of the steel plate (base material part) and HAZ. Therefore, an N amount of 0.006% or more is required to make the old ⁇ particle size of HAZ 250 ⁇ m or less.
  • N is contained excessively in the steel, BN is generated and the effect of improving the hardenability of B is impaired. As a result, coarse grain boundary ferrite is produced or coarse BN is produced, and the HAZ toughness is impaired. Therefore, the upper limit of the N amount is 0.0118%.
  • Mo is an element that remarkably enhances hardenability, especially by combined addition with B. In order to improve hardenability and improve strength and toughness, 0.05% or more of Mo is contained in the steel. On the other hand, since Mo is an expensive element, the upper limit of the Mo amount needs to be 1.00%.
  • O is an impurity. In order to avoid a decrease in toughness due to the formation of inclusions, it is necessary to limit the upper limit of the O content to 0.0080%. In order to generate an oxide of Ti that contributes to intragranular transformation, the content of O remaining in the steel at the time of casting needs to be 0.0001% or more.
  • one or more of Cu, Ni, Cr, W, V, Nb, Zr, and Ta may be added to the steel as necessary as an element for improving strength and toughness.
  • each element does not have an adverse effect, so each element (Cu, Ni, Cr, W, V, Nb, Zr, Ta) is regarded as an impurity. Can be seen.
  • the lower limit of the Cu content and the Ni content is preferably 0.05%.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 1.50%.
  • the upper limit of Ni content is preferably 5.00%.
  • Cu and Ni are preferably contained in combination in order to suppress the occurrence of surface scratches. Further, from the viewpoint of cost, it is more preferable that the upper limit of the Cu amount and the Ni amount is 1.00%.
  • Cr, W, V, Nb, Zr, and Ta are elements that generate carbides and nitrides and improve the strength of the steel by precipitation strengthening.
  • One of Cr, W, V, Nb, Zr, and Ta may be contained in steel as necessary.
  • the lower limit of the Cr amount is 0.02%
  • the lower limit of the W amount is 0.01%
  • the lower limit of the V amount is 0.010%
  • the lower limit of the Nb amount is 0.001%.
  • the lower limit of the Zr amount and the Ta amount is preferably 0.0001%.
  • Cr and W are added excessively in the steel, the strength increases due to the improvement of hardenability and the toughness may be impaired.
  • the upper limit of the Cr amount is 1.50% and the upper limit of the W amount is 0.50%.
  • the upper limit of the V amount is 0.100%
  • the upper limit of the Nb amount is 0.200%
  • the upper limits of the Zr amount and the Ta amount are both 0.0500%.
  • each element Mg, Ca, REM, Y, Hf, Re
  • each element is regarded as an impurity because each element does not have an adverse effect. Can do.
  • Mg is an element that exhibits an effect on oxide refinement and sulfide morphology control.
  • fine Mg oxides act as nuclei for intragranular transformation and suppress coarsening of the particle size as pinning particles.
  • it is preferable that 0.0001% or more of Mg is contained in the steel by adding Mg.
  • the amount of Mg exceeding 0.0100% is contained in the steel, a coarse oxide may be generated and the HAZ toughness may be lowered. Therefore, it is preferable that the upper limit of the amount of Mg is 0.0100%.
  • Ca and REM are useful for controlling the morphology of sulfides, suppress the generation of MnS elongated in the rolling direction by forming sulfides of Ca and REM, and properties in the thickness direction of steel materials, particularly lamellar resistance It is an element that improves.
  • the lower limits of the Ca amount and the REM amount are both 0.0001%.
  • the Ca amount and the REM amount are preferably 0.0050% or less.
  • Y, Hf and Re are also elements that exhibit the same effect as Ca and REM. Therefore, when Y, Hf, and Re are added excessively to the steel, the formation of intragranular transformation may be inhibited. Therefore, the Y amount, the Hf amount, and the Re amount are each preferably 0.0001 to 0.0050%.
  • the cracking susceptibility index Pcm is set to 0.10 to 0.20%. If the crack sensitivity index Pcm of the formula ⁇ 5> is less than 0.10%, the strength is not sufficient. On the other hand, if the cracking sensitivity index Pcm exceeds 0.20%, the toughness or weldability is impaired. Further, when it is necessary to ensure a better balance between strength and toughness, the crack sensitivity index Pcm of the formula ⁇ 5> is preferably 0.13 to 0.19%.
  • Ni, Cu, Cr, and V are elements that are selectively contained in steel, when the content of these elements is less than the preferred lower limit described above, they are regarded as impurities, and the above In the formulas ⁇ 1> and ⁇ 2>, [Ni], [Cu], [Cr] and [V] are calculated as 0%.
  • the N content needs to be 0.006% or more.
  • the contents of Ti and N need to satisfy the following ⁇ 6> formula. [N]-[Ti] /3.4 ⁇ 0.003 ... ⁇ 6>
  • [N] and [Ti] are N and Ti contents [mass%].
  • the average particle diameter of the old (gamma) grain in HAZ of a steel pipe (high-strength welded steel pipe) needs to be 250 micrometers or less.
  • bainite and intragranular bainite are included in the old ⁇ grains, and the bainite and intragranular bainite refine the structure in the old ⁇ grains.
  • the average particle size is used from a statistical viewpoint.
  • the thickness of the steel pipe (the thickness of the steel sheet) may be 20 to 40 mm.
  • the tensile strength of the steel sheet (base material portion) in the direction corresponding to the circumferential direction of the steel pipe may be 500 to 800 MPa.
  • the part which is not influenced by the heat by the welding in a steel plate is defined as a base material part, and the part which was influenced by the heat by the welding in a steel plate is defined as HAZ.
  • the manufacturing method of the high strength welded steel pipe which concerns on one Embodiment of this invention is demonstrated.
  • the manufacturing method of the steel plate used for manufacture of a steel pipe is demonstrated.
  • Si and Mn are added to the molten steel and weak deoxidation is performed.
  • Ti is added, and the components are adjusted so as to be within a predetermined composition range (the above component composition), and the molten steel is cast.
  • the slab is further heated to form a steel plate by hot rolling. Since the steel sheet described in the present embodiment can be obtained under the conditions of hot rolling that is usually performed, the conditions of hot rolling are not particularly specified. However, from the viewpoint of reducing the effective crystal grain size of the metal structure of the steel sheet, the hot rolling conditions are preferably the following conditions.
  • the heating temperature is preferably 950 ° 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, an austenite region, and the crystal grain size of the steel sheet is made fine.
  • the upper limit of heating temperature is not prescribed
  • Hot rolling may be started immediately after the slab is delivered from the heating furnace, and the start temperature of hot rolling is not particularly specified.
  • the hot rolling conditions are not particularly limited, but from the viewpoint of refining the effective crystal grain size of the steel sheet, the reduction ratio in the recrystallization region exceeding 900 ° C. is 2.0 or more. preferable.
  • the reduction ratio in the recrystallization region is the ratio of the plate thickness of the slab to the plate thickness at 900 ° C. (value obtained by dividing the plate thickness of the slab by the plate thickness at 900 ° C.).
  • the reduction ratio is preferably 2.5 or more from the viewpoint of reducing the effective crystal grain size of the steel sheet, and the effective crystal grain size is further increased.
  • the rolling ratio is preferably 3.0 or more.
  • the reduction ratio of the non-recrystallization zone rolling is a ratio obtained by dividing the plate thickness at 900 ° C. by the plate thickness after the hot rolling is completed.
  • the upper limit of the reduction ratio in the non-recrystallized region and the recrystallized region is not particularly defined. In consideration of the plate thickness of the slab before hot rolling and the plate thickness of the steel plate after hot rolling, the reduction ratio in the non-recrystallized region and the recrystallized region may be 12.0 or less.
  • the end temperature of hot rolling is not particularly specified, but accelerated cooling by water cooling is preferable from the viewpoint of improving the strength by refining the effective crystal grain size of the steel sheet.
  • the lower limit of the water cooling stop temperature is not particularly specified.
  • the steel sheet after hot rolling may be water cooled to room temperature.
  • the water cooling stop temperature is preferably 150 ° C. or higher.
  • the steel plate obtained by the above method is formed into a tubular shape, and then the butt portions (both ends of the opposing steel plates) are seam welded by arc welding to produce a welded steel pipe.
  • the butt portions both ends of the opposing steel plates
  • the heat input amount of submerged arc welding from the inner and outer surfaces of the steel pipe (steel plate) is preferably 3.5 to 10.0 kJ / mm. . If the amount of heat input is within this range, it is possible to control the old ⁇ grain size in the HAZ to 250 ⁇ m or less using the steel plate having the above-described composition, and to produce intragranular bainite in the HAZ, which is excellent.
  • a welded steel pipe having low temperature toughness is obtained.
  • pipe expansion may be performed to improve the roundness of the steel pipe.
  • the expansion ratio is a percentage of a value obtained by dividing 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 by the outer peripheral length of the steel pipe before the expansion. If the expansion ratio is more than 2.0%, the toughness of the base material (base material part) or the welded part may be lowered due to plastic deformation. Accordingly, the tube expansion rate is preferably 0.7 to 2.0%.
  • the seam welded portion (steel pipe welded portion and HAZ).
  • the seam weld is heated to a temperature of 300 to 600 ° C.
  • the coarse MA produced along the prior austenite grain boundaries is decomposed into bainite and fine cementite, and the toughness is improved.
  • heating temperature is less than 300 degreeC, decomposition
  • the heating temperature in the heat treatment of the seam weld is 600 ° C. or less. Moreover, it is more preferable that this heating temperature is 500 degrees C or less from a viewpoint of productivity improvement.
  • the outer surface of the seam welded portion may be heated by a burner, and high frequency heating may be performed on the outer surface. Further, the seam portion may be cooled immediately after the outer surface reaches the heat treatment temperature.
  • a predetermined temperature range for example, 300 to 600 ° C.
  • the holding time is more preferably 300 s or less.
  • the wire of the following components was used for the wire used for welding in consideration of dilution of the component by a steel plate. That is, this wire has 0.010 to 0.120% C, 0.05 to 0.50% Si, 1.0 to 2.5% Mn as basic components. It contains 2.0 to 8.5% Ni, 0.100% or less Al, and more than 0% and 0.10% or less Ti. Depending on the component strength of the steel sheet, one or more of Cr, Mo, and V is contained in the steel so that the total content of Cr, Mo, and V (Cr + Mo + V) is in the range of 1.0 to 5.0%. Is included. Thus, the wire has a component composition in which the balance of these basic components and selective elements is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the bainite produced in the shape of a petal starting from inclusions is defined as intragranular bainite.
  • bainite other than this intragranular bainite is defined as bainite.
  • the Charpy absorbed energy of HAZ was measured at ⁇ 60 ° C. using a V-notch test piece in accordance with JIS Z 2242. This V-notch test piece was provided with a V-notch at a position of 1 mm from the weld line to the base metal side.
  • the tensile test was done using the test piece of API specification.
  • the Vickers hardness of the steel pipe surface was measured. The results are shown in Table 2.

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Abstract

　この高強度溶接鋼管は、管状に成形した鋼板の突合せ部が溶接され、前記鋼板の母材部が、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｓ：０．０００１～０．００５０％、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｍｏ：０．０５～１．００％、Ｂ：０．０００３～０．０１００％、Ｏ：０．０００１～０．００８０％、Ｎ：０．００６～０．０１１８％を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｐ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００８％以下に制限し、Ｃｅｑが０．３０～０．５３であり、Ｐｃｍが０．１０～０．２０であり、［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４が０．００３未満であり、前記鋼板の溶接熱影響部の旧γ粒の平均結晶粒径が２５０μｍ以下であり、前記旧γ粒内にベイナイトと粒内ベイナイトとが含まれる。

Description

高強度溶接鋼管及びその製造方法
　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に使用される低温靭性に優れた高強度溶接鋼管およびその製造方法に関する。
　本願は、２０１０年２月４日に、日本に出願された特願２０１０－２２８３１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　現在、原油および天然ガスの長距離輸送用幹線パイプラインの素材として、米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ７０（引張強さ５７０ＭＰａ以上）からＸ８０（引張強さ６２５ＭＰａ以上）までのラインパイプ用鋼管が実用化されている。近年、更なる輸送効率の向上のために、パイプラインの内圧の高圧化が検討されており、高い内圧に耐えることができるように、Ｘ７０以上、更にはＸ８０以上の高強度ラインパイプ用鋼管の厚肉化が要求されている。また、今後の原油および天然ガスの掘削域は、北極圏などの極寒地まで及び、高強度厚肉ラインパイプ用鋼管には、－４０℃以下、更には－６０℃以下での低温靭性が要求されると予想される。特に、鋼管を製造する際には、厚鋼板をＵＯ工程によって管状に成形した後、端部同士を突き合わせて、アーク溶接によりシーム部を溶接するが、板厚（肉厚）が厚いと大入熱が必要になり、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ，以下、ＨＡＺともいう。）の粒径が粗大化するため、低温靭性の低下が重要な問題となる。
　これに対して、高強度厚肉ラインパイプ用鋼管のＨＡＺの低温靭性を向上させる技術については、Ｃ量を極端に減らしてベイナイトを基本組織にする方法がある（例えば、特許文献１～２）。また、粒内変態を利用してＨＡＺの組織を微細化する方法が提案されている（例えば、特許文献３～５）。更に、結晶方位関係を規定したベイナイトを主体とする組織を用い、合金元素の適正化によって靭性に有害なマルテンサイト－オーステナイト複合体（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ，以下、ＭＡともいう。）を制御する方法（例えば、特許文献６）がある。加えて、焼入れ性を高めた厚肉鋼管においても、ベイナイトを主体とする組織を用い、粒内ベイナイトを利用してＨＡＺを微細化する方法がある（例えば、特許文献７）。以上の方法は、ＨＡＺの低温靭性の向上に極めて効果的である。最近では、高強度ラインパイプの肉厚の増加及び低温靭性に対する要求がますます高くなり、２０ｍｍ以上の肉厚と－６０℃以下でのＨＡＺ靭性とが要求されている。しかしながら、これまでの方法では、これらの要求を達成することが困難であった。
日本国特許第３６０２４７１号公報 日本国特開２０００－３４５２３９号公報 日本国特開平０８－３２５６３５号公報 日本国特開２００１－３５５０３９号公報 日本国特開２００３－１３８３４０号公報 日本国特開２００７－２３９０４９号公報 日本国特開２００８－１６３４５６号公報
　ラインパイプによる輸送効率の向上のためには、鋼管の強度を高め且つ肉厚を増やすことが有効であるが、鋼管の溶接部における低温でのＨＡＺ靭性を確保することが困難になる。特に、２０ｍｍ以上の厚肉材では、シーム溶接時に大入熱が必要になり、ＨＡＺの結晶粒径が粗大化するため－４０℃、更には－６０℃といった極低温での靭性を確保することが極めて困難であった。
　本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、特に肉厚が２０ｍｍ以上、更には３０ｍｍ以上であっても、－４０℃、更には－６０℃といった極低温でのＨＡＺの低温靭性を十分に確保することが可能な高強度溶接鋼管及びその製造方法を提供する。
　本発明では、ＨＡＺでの金属組織中にベイナイトと粒内ベイナイトとを含む微細な金属組織を有する低温靭性に優れた高強度溶接鋼管及びその製造方法を提供する。
　本発明の高強度溶接鋼管では、ＣおよびＡｌを低減し、ＨＡＺでの旧γ粒径の粗大化を抑制するために適量のＴｉとＮとを添加し、大入熱シーム溶接時に生成する粗大な粒界フェライトを抑制するために適量のＢを添加し、焼入れ性の指標である炭素当量Ｃｅｑ及び溶接性の指標である割れ感受性指数Ｐｃｍを最適な範囲に制御した成分組成を有する鋼板をシーム溶接している。具体的には、本発明の要旨は、以下のとおりである。
　（１）管状に成形した鋼板の突合せ部が溶接された鋼管であって、前記鋼板の母材部が、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｓ：０．０００１～０．００５０％、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｍｏ：０．０５～１．００％、Ｂ：０．０００３～０．０１００％、Ｏ：０．０００１～０．００８０％、Ｎ：０．００６～０．０１１８％を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｐ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００８％以下に制限し、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］、［Ｎ］及び［Ｔｉ］が、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｎ及びＴｉの質量％での含有量であると定義した場合に、下記＜１＞式によって求められるＣｅｑが０．３０～０．５３であり、下記＜２＞式によって求められるＰｃｍが０．１０～０．２０であり、前記［Ｎ］及び前記［Ｔｉ］が下記＜３＞式を満足し、前記鋼板の溶接熱影響部の旧γ粒の平均結晶粒径が２５０μｍ以下であり、前記旧γ粒内にベイナイトと粒内ベイナイトとが含まれることを特徴とする高強度溶接鋼管。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５　・・・＜１＞
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］　・・・＜２＞
［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４＜０．００３　・・・＜３＞
（２）上記（１）に記載の高強度溶接鋼管では、前記母材部が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５～１．５％、Ｎｉ：０．０５～５．００％、Ｃｒ：０．０２～１．５０％、Ｗ：０．０１～０．５０％、Ｖ：０．０１０～０．１００％、Ｎｂ：０．００１～０．２００％、Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、Ｔａ：０．０００１～０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、Ｙ：０．０００１～０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１～０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１～０．００５０％のうち１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の高強度溶接鋼管では、前記母材部の板厚が、２０～４０ｍｍであってもよい。
（４）上記（１）または（２）に記載の高強度溶接鋼管では、周方向が引張方向である場合の前記母材部の引張強度が、５００～８００ＭＰａであってもよい。
（５）本発明の一態様に係る高強度溶接鋼管の製造方法では、上記（１）または（２）に記載の成分組成を有する鋼板を管状に成形し；シーム溶接部が形成されるように突合せ部をアーク溶接によりシーム溶接する。
（６）上記（５）に記載の高強度溶接鋼管の製造方法では、前記アーク溶接が、サブマージドアーク溶接であってもよい。
（７）上記（６）に記載の高強度溶接鋼管の製造方法では、前記サブマージドアーク溶接の入熱量が、３．５～１０．０ｋＪ／ｍｍであってもよい。
（８）上記（５）に記載の高強度溶接鋼管の製造方法では、さらに、前記シーム溶接部に対して熱処理を行ってもよい。
（９）上記（８）に記載の高強度溶接鋼管の製造方法では、前記熱処理における加熱温度が、３００～６００℃であってもよい。
　本発明によれば、適量のＴｉおよびＮ、Ｂを含み、焼入れ性を高める成分組成を有し、シーム溶接後のＨＡＺでの旧γ粒径が２５０μｍ以下であり、旧γ粒内の組織がベイナイトおよび粒内ベイナイトを含む微細組織であるので、強度及び極低温でのＨＡＺ靭性が向上する。したがって、本発明は、低温靭性に優れた高強度溶接鋼管及びその製造方法を提供することができ、産業上の貢献が極めて顕著である。
Ｎの添加量と旧γ粒径との関係を示す図である。 旧γ粒径と－６０℃でのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示す図である。 ［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４と－６０℃でのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示す図である。
　低温でのＨＡＺ靭性の向上、特に、－４０℃、更には－６０℃といった極低温での靭性の確保には、結晶粒の微細化が必要である。しかし、２０ｍｍ以上の厚肉材では、シーム溶接時の入熱量が大きくなり、ＨＡＺの結晶粒径が粗大化するため、－４０℃、更には－６０℃といった極低温での靭性を確保することが極めて困難である。そこで、本発明者らは、溶接時のγ粒径の粗大化を抑制し、粗大な粒界フェライトを生成させず、粒内ベイナイトを利用することで金属組織を微細化し、低温靭性を向上させる方法を検討した。
　本発明者らは、まず、ＨＡＺでの旧γ粒径（旧オーステナイト粒径）に及ぼす成分の条件の影響について検討を行った。
　まず、質量％で、０．０１０～０．０８０％のＣと、０．０１～０．５０％のＳｉと、０．５０～２．００％のＭｎと、０．０００１～０．００５０％のＳと、０．００３～０．０３０％のＴｉと、０．０５～１．００％のＭｏと、０．０００３～０．０５０％のＢと、０．０００１～０．００８０％のＯとを含み、Ｐの含有量を０．０５０％以下、Ａｌの含有量を０．００８％以下に制限し、焼入れ性の指標である炭素当量Ｃｅｑを０．３０～０．５３％及び溶接性の指標である割れ感受性指数Ｐｃｍを０．１０～０．２０％に調整し、さらに、２８～６５ｐｐｍのＮを含む鋼を溶製し、この鋼を鋳造して鋼片を製造した。
　次に、得られた鋼片から長さ１２０ｍｍ、１２ｍｍ角の試験片を切り出し、この試験片にシーム溶接部のＨＡＺを模擬した熱処理を施した後、試験片の旧γ粒径を測定した。結果を図１に示す。図１は、Ｎの添加量と旧γ粒径との関係を示す図である。図１に示したように、鋼中にＴｉとＮとを添加してＮの含有量を０．００６％以上に調整すれば、旧γ粒径が２５０μｍ以下になることがわかった。
　更に、上記熱処理後にシャルピー衝撃試験片を作製してシャルピー衝撃試験を行い、－６０℃での吸収エネルギーを測定した。結果を図２に示す。
　図２は、金属組織中に粗大な粒界フェライトがない場合の旧γ粒径と－６０℃でのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示す図である。図２に示したように、旧γ粒径が２５０μｍ以下であると、－６０℃での吸収エネルギーが５０Ｊ以上になる。なお、図１及び図２では、測定を簡便に行うために、旧γ粒径として、旧γ粒径の最大値を使用した。
　図３は、［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４と－６０℃でのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示す図である。図３に示したように、［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４が０．００３％未満（３０ｐｐｍ未満）であると、－６０℃での吸収エネルギーが５０Ｊ以上になる。この［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４は、金属組織中に粗大な粒界フェライトが生成するか否かに影響を与えると考えられる。［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４が０．００３％以上では、過剰なＮの添加によってＢＮが生成し、Ｂの焼入れ性向上効果が損なわれる。しかしながら、［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４が０．００３％未満では、Ｂの焼入れ性向上効果が確保され、粗大な粒界フェライトの生成が抑制されて主にベイナイトと粒内ベイナイトとを含む微細組織が得られる。その結果、［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４が０．００３％未満である試験片が優れた靭性を示したと考えられる。
　本発明では、Ｃの含有量を低下させ、金属組織を主にベイナイトを含む低温変態組織に制御して靭性を向上させている。さらに、鋼中に適量のＴｉとＮとを添加して大入熱溶接時の溶接熱影響部の旧γ粒径の粗大化を抑制している。また、鋼中にＢを添加して焼入れ性を高め、粗大な粒界フェライトの生成を抑制すると共に、粒内ベイナイトを活用している。このような方法によって、本発明では、ＨＡＺの有効結晶粒径を微細化し、低温靭性を向上させた高強度溶接鋼管を提供している。即ち、本発明では、Ａｌ量を低減し、酸素量を制御しながら適量のＴｉを鋼中に添加して、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ている。更に、鋼中に適量のＴｉとＮとＢとを添加し、旧γ粒径の粗大化を抑制するピニング粒子として極めて有効に作用する微細介在物と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とを分散させ、旧γ粒界から粗大なフェライトが生成することを抑制している。このように、本発明では、旧γ粒の粗大化抑制と粒内変態促進とによって有効結晶粒径を微細化している。
　本発明者らは、更なる詳細な検討を行い、以下の知見を得て本発明を完成させた。
　以下、本発明の一実施形態に係る鋼管を製造するための鋼板（母材部）の化学組成について詳細に説明する。なお、以下では、各元素の量を示す「％」は、質量％である。また、以下に示す基本成分及び選択元素の残部は、鉄及び不可避的不純物からなる。
　Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。強度を確保しながら、ＨＡＺの金属組織中に硬質なベイナイトと粒内ベイナイトとを含む微細組織を生成させるためには、鋼中にＣが０．０１０％以上含まれることが必要である。また、高強度と高靭性とを両立させるため、Ｃの含有量は、０．０８０％以下である。強度と靭性とのバランスをより高めるために、Ｃの含有量が０．０７８％以下であることが好ましい。
　Ｓｉは、脱酸元素である。脱酸を十分に行うためには、鋼中にＳｉが０．０１％以上含まれることが必要である。一方、鋼中に０．５０％超のＳｉを含有させると、ＨＡＺの靭性が劣化するため、Ｓｉの含有量の上限は、０．５０％である。
　Ｍｎは、焼入れ性を高める元素である。強度及び靭性を確保するためには、鋼中にＭｎが０．５０％以上含まれることが必要である。一方、Ｍｎの含有量が２．００％を超えると、ＨＡＺの靭性を損なう。したがって、Ｍｎの含有量は、０．５０～２．００％である。
　Ｐは、不純物である。鋼中に０．０５０％超のＰを含有すると、母材（母材部）の靭性が著しく低下する。したがって、Ｐの含有量を０．０５０％以下に制限する。ＨＡＺの靭性を向上させるには、Ｐの含有量を０．０２０％以下に制限することが好ましい。なお、Ｐの含有量は、０％超であってもよい。
　Ｓは、不純物である。鋼中に０．００５０％超のＳを含有すると、粗大な硫化物を生成して、靭性が低下する。また、鋼板にＴｉの酸化物を微細に分散させると、ＭｎＳが析出して、粒内変態が生じ、鋼板（母材部）及びＨＡＺの靭性が向上する。この効果を得るためには、鋼中にＳを０．０００１％以上含有させることが必要である。したがって、Ｓの含有量は、０．０００１～０．００５０％である。また、ＨＡＺの靭性を向上させるためには、Ｓの含有量の上限が０．００３０％であることが好ましい。
　Ａｌは、脱酸剤である。しかしながら、鋼中にＡｌを多量に添加すると、粒内変態の生成核として作用するＴｉの酸化物の生成が阻害され、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、粒内変態に寄与するＴｉの酸化物を生成させるためには、Ａｌの上限が０．００８％であることが必要である。また、Ｔｉの酸化物を微細に分散させるためには、Ａｌの上限が０．００５％であることが好ましく、より安定的にＴｉの酸化物を得るためには、Ａｌの上限が０．００３％であることがより好ましい。なお、Ａｌの含有量は、０％超であってもよい。
　Ｔｉは、鋼板（母材部）及びＨＡＺの結晶粒径の微細化に寄与するＴｉの窒化物を生成する元素である。そのため、鋼中にＴｉが０．００３％以上含まれることが必要である。ＨＡＺの結晶粒径をより微細にするためには、Ｔｉの含有量が０．００５％以上であることが好ましい。一方、鋼中にＴｉを過剰に含有させると、粗大な介在物を生じて靭性を損なうため、Ｔｉの上限は、０．０３０％である。また、Ｔｉの酸化物をより微細に分散させるためには、Ｔｉの含有量が０．０２８％以下であることが好ましい。Ｔｉの酸化物は、微細に分散すると、粒内変態の生成核として有効に作用する。Ｔｉを添加する際の酸素量が多いと、粗大なＴｉの酸化物を生成するため、製鋼時には、Ｓｉ及びＭｎにより脱酸を行い、鋼中の酸素量を低下させることが好ましい。この場合、Ａｌの酸化物は、Ｔｉの酸化物よりも生成し易いので、脱酸のために鋼中に過剰な量のＡｌが含まれることは好ましくない。
　Ｂは、焼入れ性を著しく高め、ＨＡＺでの粗大な粒界フェライトの生成を抑制する重要な元素である。この効果を得るためには、鋼中にＢが０．０００３％以上含まれることが必要である。また、焼入れ性をより確実に高めるためには、Ｂの含有量が、０．０００５％以上であることが好ましい。一方、鋼中にＢを過剰に添加すると、粗大なＢＮが生じ、特にＨＡＺの靭性が低下するため、Ｂの含有量の上限は、０．０１００％である。
　Ｎは、鋼板（母材部）及びＨＡＺの結晶粒径の微細化に寄与するＴｉの窒化物を生成する元素である。したがって、ＨＡＺの旧γ粒径を２５０μｍ以下にするためには、０．００６％以上のＮ量が必要である。一方、鋼中にＮを過剰に含有させると、ＢＮが生成してＢの焼入れ性向上効果を損なう。その結果、粗大な粒界フェライトが生成したり、粗大なＢＮを生成したりして、ＨＡＺ靭性を損なう。そのため、Ｎ量の上限は、０．０１１８％である。
　Ｍｏは、特にＢとの複合添加によって、焼入れ性を著しく高める元素である。焼入れ性を高めて、強度及び靭性を向上させるためには、鋼中にＭｏを０．０５％以上含有させる。一方、Ｍｏは、高価な元素であるため、Ｍｏ量の上限が１．００％であることが必要である。
　Ｏは、不純物である。介在物の生成による靭性の低下を避けるためには、Ｏの含有量の上限を０．００８０％に制限することが必要である。粒内変態に寄与するＴｉの酸化物を生成させるためには、鋳造時に鋼中に残存するＯの含有量が、０．０００１％以上であることが必要である。
　更に、強度及び靭性を向上させる元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａのうち、１種以上を必要に応じて鋼中に添加しても良い。また、これらの元素の含有量が好ましい下限未満である場合には、各元素が特に悪影響を与えないため、各元素（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ）を不純物と見做すことができる。
　Ｃｕ及びＮｉは、靭性を損なうことなく強度を上昇させる有効な元素である。この効果を得るためには、Ｃｕ量及びＮｉ量の下限が０．０５％であることが好ましい。一方、鋼片の加熱時及び溶接時の割れの発生を抑制するためには、Ｃｕ量の上限が１．５０％であることが好ましい。Ｎｉは、鋼中に過剰に含有させると、溶接性を損なうため、Ｎｉ量の上限が５．００％であることが好ましい。なお、Ｃｕ及びＮｉは、表面傷の発生を抑制するために組み合わせて含有させることが好ましい。また、コストの観点からは、Ｃｕ量及びＮｉ量の上限が、１．００％であることがより好ましい。
　Ｃｒ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａは、炭化物及び窒化物を生成し、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素であり、Ｃｒ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａのうち、１種以上を必要に応じて鋼中に含有させても良い。強度を効果的に上昇させるためには、Ｃｒ量の下限が０．０２％、Ｗ量の下限が０．０１％、Ｖ量の下限が０．０１０％、Ｎｂ量の下限が０．００１％、Ｚｒ量及びＴａ量の下限が、共に０．０００１％であることが好ましい。一方、鋼中にＣｒ及びＷ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、靭性を損なうことがある。そのため、Ｃｒ量の上限が１．５０％、Ｗ量の上限が０．５０％であることが好ましい。また、鋼中にＶ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａを過剰に添加すると、炭化物及び窒化物が粗大化し、靭性を損なうことがある。そのため、Ｖ量の上限が０．１００％、Ｎｂ量の上限が０．２００％、Ｚｒ量及びＴａ量の上限が共に０．０５００％であることが好ましい。
　更に、介在物の形態を制御して、靭性を向上させるため、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅのうち、１種以上を必要に応じて鋼中に添加しても良い。また、これらの元素の含有量が好ましい下限未満である場合には、各元素が特に悪影響を与えないため、各元素（Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅ）を不純物と見做すことができる。
　Ｍｇは、酸化物の微細化及び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Ｍｇの酸化物は、粒内変態の生成核として作用し、ピニング粒子として粒径の粗大化を抑制する。これらの効果を得るためには、Ｍｇの添加によって鋼中に０．０００１％以上のＭｇが含まれることが好ましい。一方、鋼中に０．０１００％を超える量のＭｇが含まれると、粗大な酸化物が生成して、ＨＡＺの靭性を低下させることがある。そのため、Ｍｇ量の上限が０．０１００％であることが好ましい。
　Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物の形態制御に有用であり、Ｃａ及びＲＥＭの硫化物を生成して圧延方向に伸長したＭｎＳ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、Ｃａ量及びＲＥＭ量の下限が、共に０．０００１％であることが好ましい。一方、Ｃａ量及びＲＥＭ量が０．００５０％を超えると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物が増加して、微細なＴｉ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。そのため、Ｃａ量及びＲＥＭ量が０．００５０％以下であることが好ましい。
　Ｙ、Ｈｆ及びＲｅも、Ｃａ及びＲＥＭと同様の効果を発現する元素である。そのため、鋼中にＹ、Ｈｆ及びＲｅを過剰に添加すると、粒内変態の生成を阻害することがある。そのため、Ｙ量、Ｈｆ量及びＲｅ量が、それぞれ、０．０００１～０．００５０％であることが好ましい。
　更に、本実施形態においては、特に、ＨＡＺの焼入れ性を確保して靭性を高めるために、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量［質量％］から計算される、下記＜４＞式の炭素当量Ｃｅｑを０．３０～０．５３％にする。＜４＞式の炭素当量Ｃｅｑが０．３０％未満では、強度が不足する。一方、炭素当量Ｃｅｑが０．５３％超では、靭性が損なわれる。また、強度と靭性とのバランスをより確保する必要がある場合には、＜４＞式の炭素当量Ｃｅｑが、０．３３～０．４８％であることが好ましい。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５　・・・＜４＞
　また、鋼板（母材部）及びＨＡＺの低温靭性を確保するために、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＢの含有量［質量％］から計算される、下記＜５＞式の割れ感受性指数Ｐｃｍを０．１０～０．２０％にする。＜５＞式の割れ感受性指数Ｐｃｍが０．１０％未満では、強度が十分でない。一方、割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２０％を超えると、靭性あるいは溶接性を損なう。また、強度と靭性とのバランスをより確保する必要がある場合には、＜５＞式の割れ感受性指数Ｐｃｍが、０．１３～０．１９％であることが好ましい。
　Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］　・・・＜５＞
　ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］及び［Ｂ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＢの含有量［質量％］である。
　なお、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ及びＶは、選択的に鋼中に含有される元素であるため、これらの元素の含有量が上述した好ましい下限未満である場合には、不純物と見做され、上記＜１＞式及び＜２＞式においては、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］及び［Ｖ］を０％として計算する。
　更に、旧γ粒径を２５０μｍ以下にするためには、Ｎの含有量が０．００６％以上である必要がある。また、粒界フェライトの生成を抑制するためには、ＴｉおよびＮの含有量が下記＜６＞式を満足する必要がある。
　［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４＜０．００３　・・・＜６＞
　ここで、［Ｎ］及び［Ｔｉ］は、Ｎ及びＴｉの含有量［質量％］である。
　また、上述したように、鋼管（高強度溶接鋼管）のＨＡＺ中の旧γ粒の平均粒径が２５０μｍ以下である必要がある。さらに、この旧γ粒内には、ベイナイトと粒内ベイナイトとが含まれ、ベイナイトと粒内ベイナイトとが旧γ粒内の組織を微細にしている。なお、旧γ粒の粒径として、亀裂の発生特性に対して直接影響を与える最大粒径を使用することが望ましいが、統計上の観点から平均粒径を使用している。
　さらに、鋼管の厚肉化に対する要求に応えるために、この鋼管の肉厚（鋼板の板厚）は、２０～４０ｍｍであってもよい。加えて、鋼管の高強度化に対する要求に応えるために、鋼管の周方向に対応する方向への鋼板（母材部）の引張強度が５００～８００ＭＰａであってもよい。なお、鋼板中の溶接による熱の影響を受けていない部分を母材部と定義し、鋼板中の溶接による熱の影響を受けた部分をＨＡＺと定義している。
　次に、本発明の一実施形態に係る高強度溶接鋼管の製造方法について説明する。
　まず、鋼管の製造に使用する鋼板の製造方法について説明する。製鋼工程において、溶鋼にＳｉ及びＭｎを添加して弱脱酸を行った後、Ｔｉを添加し、更に、所定の組成範囲（上記成分組成）となるように成分を調整し、この溶鋼を鋳造して鋳片とする。鋳造は、常法で行われればよいが、生産性の観点から連続鋳造であることが好ましい。上記鋳片は、さらに、熱間圧延によって鋼板にするために加熱される。
　本実施形態に記載された鋼板は、通常実施される熱間圧延の条件において得ることができるため、熱間圧延の条件は特に規定されない。しかしながら、鋼板の金属組織の有効結晶粒径を微細化する観点から、熱間圧延の条件が以下の条件であることが好ましい。
　すなわち、加熱温度が９５０℃以上であることが好ましい。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、鋼板の結晶粒径を微細にするためである。加熱温度の上限は規定されないが、鋼板の有効結晶粒径の粗大化を抑制する観点から、加熱温度が１２５０℃以下であることが好ましい。加熱炉から鋳片が送出された後、直ちに熱間圧延を開始しても良く、熱間圧延の開始温度は、特に規定されない。
　上述のように、熱間圧延の条件は、特に限定されないが、鋼板の有効結晶粒径を微細化する観点から、９００℃超の再結晶域での圧下比が２．０以上であることが好ましい。再結晶域での圧下比は、鋳片の板厚と９００℃での板厚との比（鋳片の板厚を９００℃での板厚で除した値）である。また、９００℃以下の未再結晶域での熱間圧延においては、鋼板の有効結晶粒径を微細化する観点から、圧下比が２．５以上であることが好ましく、有効結晶粒径を更に微細にする場合には、圧下比が３．０以上であることが好ましい。なお、未再結晶域圧延の圧下比は、９００℃での板厚を熱間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、特に規定されない。なお、熱間圧延前の鋳片の板厚と熱間圧延後の鋼板の板厚とを考慮すると、未再結晶域及び再結晶域での圧下比が１２．０以下であってもよい。
　熱間圧延の終了温度についても、特に規定されないが、鋼板の有効結晶粒径を微細化して強度を向上させる観点から、水冷によって加速冷却することが好ましい。水冷停止温度の下限も、特に規定されない。例えば、熱間圧延後の鋼板を室温まで水冷しても良い。しかしながら、生産性の向上及び水素性欠陥の抑制を考慮すると、水冷停止温度が１５０℃以上であることが好ましい。
　次に、鋼管の製造においては、上記の方法で得られた鋼板を管状に成形した後、突合せ部（対向する鋼板の両端部）をアーク溶接によりシーム溶接し、溶接鋼管を製造する。この場合、鋼板を管状に成形するために、Ｃプレス、Ｕプレス及びＯプレスを行うＵＯＥ工程を用いることが好ましい。
　アーク溶接には、溶接金属の靭性と生産性との観点から、サブマージドアーク溶接を採用することが好ましい。特に、肉厚が２０～４０ｍｍの溶接鋼管を製造する際には、鋼管（鋼板）の内外面からのサブマージドアーク溶接の入熱量が、３．５～１０．０ｋＪ／ｍｍであることが好ましい。この範囲の入熱量であれば、上述した成分組成を有する鋼板を用いて、ＨＡＺ中の旧γ粒径を２５０μｍ以下に制御でき、且つＨＡＺ中に粒内ベイナイトを生じさせることができ、優れた低温靭性を有する溶接鋼管が得られる。内外面から１パスずつサブマージドアーク溶接を行う場合には、内面から溶接する際の入熱量と、外面から溶接する際の入熱量とが、同じである必要がなく、これらの入熱量の間に多少の入熱差があってもよい。
　シーム溶接後、鋼管の真円度を向上させるために、拡管を行っても良い。鋼管の真円度を拡管によって高める場合、塑性域まで鋼管を変形させる必要があるため、拡管率が０．７％以上であることが好ましい。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との差を、拡管前の鋼管の外周長で除した値の百分率である。拡管率が２．０％超であると、塑性変形により、母材（母材部）または溶接部の靭性が低下することがある。したがって、拡管率が０．７～２．０％であることが好ましい。
　また、アーク溶接により粗大なＭＡが生成する場合には、シーム溶接部（鋼管の溶接部及びＨＡＺ）に対して熱処理を施すことが好ましい。特に、シーム溶接部を３００～６００℃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ＭＡがベイナイトと微細なセメンタイトとに分解し、靭性が向上する。加熱温度が３００℃未満では、粗大なＭＡの分解が不十分であり、靭性が十分に向上しないことがある。そのため、シーム溶接部の熱処理における加熱温度が３００℃以上であることが好ましい。一方、６００℃超にシーム溶接部を加熱すると、析出物が生じて溶接金属の靭性が劣化することがある。そのため、シーム溶接部の熱処理における加熱温度が６００℃以下であることが好ましい。また、生産性向上の観点から、この加熱温度が５００℃以下であることがより好ましい。ＭＡがベイナイトとセメンタイトとに分解すると、内部に微細な白い析出物を有するＭＡと同様の形状の組織をＳＥＭにより観察することができるため、分解後のＭＡ（ベイナイト及びセメンタイト）を分解前のＭＡと区別することができる。
　シーム溶接部の熱処理では、少なくともシーム溶接部の外面をバーナーによって加熱すれば良く、外面に対して高周波加熱を行っても良い。また、外表面が熱処理温度に到達した後、シーム部を直ちに冷却しても良い。しかしながら、ＭＡの分解を促進するためには、シーム溶接部を所定の温度域（例えば、３００～６００℃）に１～６００ｓ保持することが好ましい。設備のコスト及び生産性を考慮すると、保持時間が３００ｓ以下であることがより好ましい。
　弱脱酸により、Ｔｉを添加する際の酸素濃度を０．００１～０．００３％の範囲内に調整して、表１に示す成分組成を有する鋼を製鋼工程で溶製した後、連続鋳造して２４０ｍｍの厚みを有する鋼片を作製した。これらの鋼片を、９５０℃以上に再加熱し、表２に示す厚みまで圧延した後、種々の温度にて水冷を開始、停止させて鋼板を製造した。
　次に、各鋼板をＵＯ工程で管状に成形した後、３．５～１０．０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱で鋼板の表裏面から１パスずつのサブマージドアーク溶接にてシーム溶接を行い、鋼管を製造した。
　なお、溶接に使用したワイヤーには、鋼板による成分の希釈を考慮し、以下の成分のワイヤーを使用した。すなわち、このワイヤーは、基本成分として、質量％で、０．０１０～０．１２０％のＣと、０．０５～０．５０％のＳｉと、１．０～２．５％のＭｎと、２．０～８．５％のＮｉと、０．１００％以下のＡｌと、０％超かつ０．１０％以下のＴｉとを含有している。また、鋼板の成分強度に応じて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種以上をＣｒとＭｏとＶとの合計含有量（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）が１．０～５．０％の範囲になるように鋼中に含有させている。このように、ワイヤーは、これら基本成分及び選択元素の残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する。
　また、一部の鋼管については、表２に示す温度で熱処理（所定の温度まで０．５℃／ｓｅｃで昇温したのち、ただちに急速冷却）を施した。
　鋼管の溶接部から小片を採取し、研摩及び腐食後、光学顕微鏡（１００倍、２００倍、５００倍にて各鋼種の３視野を測定）により、ＨＡＺでの粒界フェライトの有無および粒内変態組織の有無を判断し、平均旧γ粒径（旧γ粒径）を測定した。ここで、粒内変態組織の有無の判断には、粒内ベイナイトの有無を使用し、この粒内ベイナイトの有無を判断した。なお、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ベイナイトと定義している。また、この粒内ベイナイト以外のベイナイトをベイナイトと定義している。更に、ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーを、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠し、Ｖノッチ試験片を用いて、－６０℃で測定した。このＶノッチ試験片には、Ｖノッチを溶接線から母材側に１ｍｍの位置に設けた。また、引張試験をＡＰＩ規格の試験片を用いて行なった。さらに、鋼管表面のビッカース硬さを測定した。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　製造Ｎｏ．１～１９の実施例では、ＨＡＺの金属組織において、粗大な粒界フェライトが抑制されており、旧γ粒径が２５０μｍ以下であり、且つ粒内変態組織が確認され、ベイナイトと粒内ベイナイトとを含む微細組織であった。これらのシャルピー吸収エネルギーは、－６０℃の極低温においても全て５０Ｊ以上であった。
　一方、製造Ｎｏ．２０では、Ａｌの添加量が過剰であるため、粒内変態が確認されない粗大な金属組織がＨＡＺ中に含まれ、ＨＡＺでの吸収エネルギーが低下した。製造Ｎｏ．２１では、炭素当量Ｃｅｑ及び割れ感受性指数Ｐｃｍが高いため、強度が大きくなった結果、ＨＡＺでの吸収エネルギーが低下した。製造Ｎｏ．２２では、Ｎの添加量が少ないため、旧γ粒径が粗大化し、ＨＡＺでの吸収エネルギーが低下した。製造Ｎｏ．２３では、［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４の値が３０ｐｐｍ（０．００３％）以上であったため、Ｂによる焼入れ性が低下し、粗大な粒界フェライトが生成した。その結果、製造Ｎｏ．２３では、ＨＡＺでの吸収エネルギーが低下した。製造Ｎｏ．２４では、炭素当量Ｃｅｑおよび割れ感受性指数Ｐｃｍが低いため、粗大な粒界フェライトが生成してＨＡＺでの吸収エネルギーが低下し、且つ母材の強度が低かった。
　２０ｍｍ以上の肉厚であっても、ＨＡＺの低温靭性が向上した高強度溶接鋼管及びその製造方法を提供することができる。

Claims (9)

  1. 　管状に成形した鋼板の突合せ部が溶接された鋼管であって、前記鋼板の母材部が、質量％で、
    　　　Ｃ：０．０１０～０．０８０％、
    　　　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　　　Ｍｎ：０．５０～２．００％、
    　　　Ｓ：０．０００１～０．００５０％、
    　　　Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、
    　　　Ｍｏ：０．０５～１．００％、
    　　　Ｂ：０．０００３～０．０１００％、
    　　　Ｏ：０．０００１～０．００８０％、
    　　　Ｎ：０．００６～０．０１１８％
    を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
    　　　Ｐ：０．０５０％以下、
    　　　Ａｌ：０．００８％以下
    に制限し、
    ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］、［Ｎ］及び［Ｔｉ］が、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｎ及びＴｉの質量％での含有量であると定義した場合に、下記＜７＞式によって求められるＣｅｑが０．３０～０．５３であり、下記＜８＞式によって求められるＰｃｍが０．１０～０．２０であり、前記［Ｎ］及び前記［Ｔｉ］が下記＜９＞式を満足し、前記鋼板の溶接熱影響部の旧γ粒の平均結晶粒径が２５０μｍ以下であり、前記旧γ粒内にベイナイトと粒内ベイナイトとが含まれることを特徴とする高強度溶接鋼管。
    Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５　・・・＜７＞
    Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］　・・・＜８＞
    ［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４＜０．００３　・・・＜９＞
  2. 　前記母材部が、さらに、質量％で、
    　　　Ｃｕ：０．０５～１．５％、
    　　　Ｎｉ：０．０５～５．００％、
    　　　Ｃｒ：０．０２～１．５０％、
    　　　Ｗ：０．０１～０．５０％、
    　　　Ｖ：０．０１０～０．１００％、
    　　　Ｎｂ：０．００１～０．２００％、
    　　　Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
    　　　Ｔａ：０．０００１～０．０５００％、
    　　　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    　　　Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
    　　　ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
    　　　Ｙ：０．０００１～０．００５０％、
    　　　Ｈｆ：０．０００１～０．００５０％、
    　　　Ｒｅ：０．０００１～０．００５０％
    のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度溶接鋼管。
  3. 　前記母材部の板厚が、２０～４０ｍｍであることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度溶接鋼管。
  4. 　周方向が引張方向である場合の前記母材部の引張強度が、５００～８００ＭＰａであることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度溶接鋼管。
  5. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼板を管状に成形し；
    　シーム溶接部が形成されるように突合せ部をアーク溶接によりシーム溶接する；
    ことを特徴とする高強度溶接鋼管の製造方法。
  6. 　前記アーク溶接が、サブマージドアーク溶接であることを特徴とする請求項５に記載の高強度溶接鋼管の製造方法。
  7. 　前記サブマージドアーク溶接の入熱量が、３．５～１０．０ｋＪ／ｍｍであることを特徴とする請求項６に記載の高強度溶接鋼管の製造方法。
  8. 　さらに、前記シーム溶接部に対して熱処理を行うことを特徴とする請求項５に記載の高強度溶接鋼管の製造方法。
  9. 　前記熱処理では、加熱温度が、３００～６００℃であることを特徴とする請求項８に記載の高強度溶接鋼管の製造方法。
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