WO2018185853A1 - 縦シーム溶接鋼管 - Google Patents

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WO2018185853A1
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直人 藤山
児嶋　一浩
篠原　康浩
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe having API5L X60 to X70 grade strength (standard minimum yield strengths of 413 MPa and 482 MPa, respectively) and submerged arc welding from both the inside and outside in the longitudinal direction.
  • the trunk line pipe for long-distance transportation is based on the American Petroleum Institute (API) 5L standard X65 (standard minimum yield strength is 448 MPa each), and the actual usage is large.
  • API American Petroleum Institute
  • a steel pipe for a line pipe is generally manufactured by forming a steel plate and seam welding the butt portion of the steel plate in the longitudinal direction from both the inside and outside. Seam welding is usually completed by welding a part of the groove by means of gas shield arc welding and then welding one by one from the inner surface and outer surface of the steel pipe by submerged arc welding. The tack welding is completely erased by the subsequent submerged arc welding.
  • Examples of steel pipes manufactured in this way include UOE steel pipes and JCOE steel pipes.
  • the welded joint portion of the line pipe is required to have high toughness from the viewpoint of improving transportation efficiency by cooling the mining site and increasing the pressure.
  • Patent document 1 relates to a welded steel pipe of API standard X65 to X70 class, and discloses that the weld metal is a fine acicular ferrite structure in which a large number of TiO is used as a core and transformed to achieve both high strength and excellent toughness. Yes.
  • the present invention is directed to a longitudinal seam welded steel pipe having a strength of API standard X60 to X70, a thick steel plate having a thickness of 6 to 40 mm, and having a weld seam welded from the inner and outer surfaces in the longitudinal direction. Even when a thick steel plate is welded at a welding heat input of 15 to 110 kJ / cm to form a steel pipe, it is an object to obtain a steel pipe with excellent weld metal toughness at low temperatures.
  • the weld metal component in the vertical seam is affected by the dilution of the base metal, so the weld metal component must be designed to match the base metal component. Specifically, control of the Al content, Ti content, O content, and N content is important.
  • the microstructure of the weld metal is almost determined by the amount of alloy.
  • the weld metal when the base material has a strength of X60 to X70 grade, the weld metal has a structure centered on acicular ferrite.
  • the weld metal when the strength of the base material becomes higher, the weld metal has a bainite structure.
  • the inventors of the present invention make the composition of the weld metal appropriate in consideration of the influence of the dilution of the base material, and further obtain effective acicular ferrite required based on the stoichiometric ratio of Al, O, Ti, and N. It was found that the toughness of the weld metal part can be improved by setting the parameter ⁇ ′ showing the performance and the ratio of the Al amount and the O amount to an appropriate value according to the O amount in the weld metal, and further studying, Made the present invention. The summary is as follows.
  • the balance is Fe and impurities
  • the base material has a tensile strength of 480 to 620 MPa
  • the chemical composition of the weld metal is mass%
  • C 0.03-0.10% C is an element necessary for ensuring the strength of the steel, and it is necessary to contain 0.03% or more. If the amount of C is large, hot cracks are likely to occur at the weld seam, so the upper limit is made 0.10%. C is preferably 0.05% or more and 0.065% or less.
  • Si 0.03-0.50% Si needs to be contained in an amount of 0.03% or more to prevent blowholes. If the amount of Si is large, island-like martensite is likely to be formed and the low temperature toughness is remarkably deteriorated, so the upper limit is made 0.50%. Si is preferably 0.15% or more and 0.25% or less.
  • Mn 0.5 to 2.0% Mn acts as a hardenability improving element.
  • Mn acts as a hardenability improving element.
  • Mn is preferably 1.2% or more and 1.5% or less.
  • P 0.015% or less (including 0%)
  • S 0.010% or less (including 0%)
  • P and S are both impurities and are elements that deteriorate the toughness of the joint.
  • P is limited to 0.015% or less
  • S is limited to 0.010% or less. These contents are preferably as low as possible.
  • P is 0.008% or less.
  • S is 0.003% or less.
  • Al acts as a deoxidizing element and is necessary for controlling the amount of oxygen for dispersing Ti oxide effective as an acicular ferrite nucleation site. In consideration of dilution of the base material, a content of 0.001% or more is necessary. If the Al content exceeds 0.030%, the production of oxides is inhibited and toughness cannot be ensured, so the upper limit is made 0.030%. Preferably they are 0.010% or more and 0.015% or less.
  • Ti reacts with oxygen in the weld metal to form a Ti oxide that becomes the nucleus of acicular ferrite. In order to finely disperse many of these oxides in the weld metal, it is necessary to contain 0.005% or more. If the amount of Ti is excessive, the Ti oxide is agglomerated and coarsened, and the ability to generate nuclei of acicular ferrite is reduced. Further, the Ti oxide becomes a starting point of fracture and the toughness cannot be ensured, so the upper limit is 0.00. 040%. Preferably they are 0.009% or more and 0.015% or less.
  • N 0.002 to 0.006% N is an effective element for adjusting the amount of Ti effective for the formation of an acicular ferrite structure, and therefore must be contained in an amount of 0.002% or more. However, if it exceeds 0.006%, the solid solution N remaining without reacting with Ti significantly reduces the toughness, so the upper limit is preferably made 0.006%. Preferably it is 0.003% or more and 0.004% or less.
  • B 0 to 0.035% or less B, which is in a solid solution state, promotes the formation of acicular ferrite by suppressing the formation of intergranular ferrite in the weld metal.
  • B may not be contained, but 0.0001% or more is preferable for obtaining this effect. If the amount of B exceeds 0.035, the strength becomes too high and the toughness decreases, so the upper limit is made 0.035%.
  • B can be added to the weld metal from any of a thick plate base material, a flux, or a wire. For example, when the base material is B-free steel, a flux containing B oxide may be used. B is preferably 0.0005% or more and 0.010% or less.
  • O 0.015 to 0.055%
  • O is an element necessary for forming an oxide which becomes a nucleus of acicular ferrite. Therefore, the content of 0.015% or more is necessary. If the amount of O exceeds 0.055%, the toughness decreases due to excessive oxide formation, aggregation and coarsening, so the upper limit is made 0.055%. Preferably they are 0.020% or more and 0.030% or less.
  • Ni 0 to 0.60%
  • Ni is an element that can improve the strength of the weld metal without reducing toughness.
  • the inclusion of Ni is not essential. The effect is saturated when it exceeds 0.60%, so the upper limit is made 0.60%.
  • Cr 0 to 0.50% Cr is an element that can improve the strength of the weld metal.
  • the content of Cr is not essential. If the content exceeds 0.50%, the effect is saturated, so the upper limit is made 0.50%.
  • Cu 0 to 0.50%
  • Cu is an element that can improve the strength of the weld metal. It is not essential to contain Cu. If the content exceeds 0.50%, the effect is saturated, so the upper limit is made 0.50%.
  • Mo 0 to 0.40%
  • Mo is an element that can improve the strength of the weld metal.
  • the inclusion of Mo is not essential. If the content exceeds 0.40%, the effect is saturated, so the upper limit is made 0.40%.
  • V 0 to 0.06%
  • V is an element that can improve the strength of the weld metal.
  • the inclusion of V is not essential. If it exceeds 0.06%, the effect is saturated, so the upper limit is made 0.06%.
  • Ca 0 to 0.005%
  • Ca is an element effective for improving ductility and refining the structure by morphology control.
  • the Ca content is not essential. If the amount of Ca is large, the sulfides and oxides become coarse, and the ductility and toughness deteriorate. Therefore, the upper limit is made 0.005%.
  • Mg 0 to 0.010% Mg forms MgS or MgAl 2 O 4 and acts as pinning particles.
  • the Mg content is not essential. In order to suppress the austenite grain growth of the weld metal, the content is preferably 0.001% or more. Since the effect is saturated when it exceeds 0.010%, the upper limit is made 0.01%. Preferably it is 0.0015% or more and 0.0025% or less.
  • Nb 0 to 0.06%
  • Nb is an effective element in order to make solid solution B effective for strength improvement and grain boundary ferrite suppression.
  • the inclusion of Nb is not essential. If the Nb content exceeds 0.06%, island martensite is likely to be formed and the toughness is lowered, so the upper limit is made 0.06%. Desirably, it is 0.02%.
  • the balance of the weld metal is Fe and impurities. Impurities are components that are mixed in from the welding wire, flux, steel plate, ambient atmosphere, etc. during the welding process and are not intentionally contained.
  • P and S need to be controlled to be P: 0.015% or less and S: 0.01% or less, respectively.
  • Sb, Sn, W, Co, and As are usually mixed as unavoidable impurities of 0.1% or less, Pb and Bi are 0.005% or less, and H is 0.0005% or less. Although it is possible, there is no need to control in the normal range.
  • the components of the weld metal in this embodiment must further satisfy the relationship described below.
  • % X in a formula means content (mass%) in the weld metal of the element X (same in subsequent description). The element not added to the weld metal is calculated as zero (the same applies in the following description).
  • Pcm is called welding sensitivity and quantitatively evaluates the influence of the chemical composition of steel on cold cracking. If Pcm exceeds 0.2%, low temperature cracking is likely to occur, so the upper limit is made 0.2%.
  • Ceq 0.35-0.45%
  • the component composition of the weld metal needs to have a Ceq represented by the following formula of 0.35 to 0.45%.
  • Ceq is a sum of the hardenability of each base metal element converted to C amount for the hardenability of the base metal due to the effect of welding heat. In order for the weld metal to achieve the desired tensile strength, Ceq is controlled to 0.35 to 0.45%. Preferably, Ceq is set to 0.40 to 0.43%.
  • ⁇ ′ ⁇ 20 ⁇ ⁇ ′ ⁇ 40
  • ⁇ ′ represented by the following formula needs to be ⁇ 20 to 40.
  • ⁇ ′ (1.5 ⁇ (% O ⁇ 0.89% Al) + 3.4 ⁇ % N ⁇ % Ti) ⁇ 1000
  • ⁇ ′ is a parameter showing effective acicular ferrite generation ability based on the stoichiometric ratio of Al, O and Ti, N.
  • Acyl ferrite is controlled by controlling ⁇ ′ within a range of ⁇ 20 to 40. Nucleation ability is improved.
  • ⁇ ′ is less than ⁇ 20, either the amount of Al or Ti is excessive, or the amount of N or O is excessive, so that the acicular ferrite nucleation ability is remarkably reduced.
  • ⁇ ′ is more than 40, either the amount of Al or Ti is too small, or the amount of N or O is excessive, so that the acicular ferrite nucleation ability is remarkably reduced.
  • % Al /% O 0.30 to 0.80 % Al /% O is the ratio of the amount of Al to the amount of O, and is an index indicating the oxygen potential after the completion of aluminum deoxidation.
  • % Al /% O ratio When the% Al /% O ratio is less than 0.30, the amount of O becomes excessive, and the dissolved oxygen that did not form Ti oxides reduces the cleanliness of the steel, so the toughness decreases.
  • % Al /% O exceeds 0.80, the amount of Al becomes excessive, the amount of O combined with Ti is reduced, the Ti oxide serving as the acicular ferrite nucleus is reduced, and the toughness is lowered. Therefore,% Al /% O is set to 0.30 to 0.80.
  • the weld metal structure is mainly composed of acicular ferrite. And become an organization.
  • the UO steel pipe targeted by the present invention has a plate thickness of about 6 to 40 mm.
  • the welding heat input is in the range of 15 to 110 kJ / cm.
  • the cooling rate received by the weld metal is determined, and the metal structure of the weld metal in the final pass becomes the following structure.
  • the ratio shown below is an area ratio.
  • Acicular ferrite 70% or more
  • Acicular ferrite is a needle-like ferrite structure having a Ti-based oxide as a nucleus, and the larger the ratio, the finer the fracture unit of the weld metal part. In order to acquire the effect, it is preferable to make acicular ferrite 70% or more.
  • Intergranular ferrite 15% or less Intergranular ferrite is one of the embrittlement phases, and becomes a starting point of fracture and causes a reduction in toughness. Therefore, the grain boundary ferrite is preferably 15% or less.
  • Island-like martensite 3% or less This is one of the island-like martensite embrittlement phases. It is extremely high in hardness and becomes the starting point of fracture and causes a reduction in toughness. Therefore, it is preferable that the island-like martensite is 3% or less.
  • the EBSD particle size 10 ⁇ m or less
  • the EBSD (Electron BackScatter Diffraction) particle size is a crystal particle size that serves as a measure of fracture units. If the EBSD particle size is 10 ⁇ m or less, the fracture unit is fine, which is preferable in terms of ensuring toughness at low temperatures.
  • the tensile strength of the weld metal is 480 to 620 MPa, and was measured according to JIS Z2242 of the weld metal.
  • a submerged arc welded joint having Charpy absorbed energy at 100 ° C. of 100 J or more can be obtained.
  • the low temperature toughness varies depending on the parameter ⁇ ′ showing the effective ability to form acicular ferrite.
  • ⁇ ′ has a more preferable range depending on the oxygen concentration in the weld metal. Specifically, it is preferable that 1000 ⁇ % O ⁇ 10 ⁇ ⁇ ′ ⁇ 1000 ⁇ % O + 1 (FIG. 1). By adjusting ⁇ ′ within this range, acicular ferrite nucleation ability is further improved, low temperature toughness is improved, and submerged arc welding with Charpy absorbed energy at 1300 ⁇ % O-60 (° C.) of 100 J or more. A joint can be obtained.
  • the hardness of the weld metal becomes greater than the hardness of the base material, and preferably the difference is Vickers hardness. Now, it becomes 10Hv or more.
  • the tensile strength of the weld metal is preferably 1.05 times or more the tensile strength of the base metal.
  • the base material is not particularly limited as long as it is a steel plate having a strength of X60 to X70 grade (a steel plate whose base material has a tensile strength of 480 to 620 MPa).
  • the components of the steel sheet having X60 to X70 grade strength suitable as a base material for the longitudinal seam welded steel pipe of the present invention are shown below.
  • C 0.01 to 0.1% C is effective for improving the strength of steel and is contained by 0.01% or more. If the amount of C is too large, the low temperature toughness of the base material and HAZ deteriorates, and further, the weldability deteriorates, so the amount of C is made 0.1% or less. Preferably, the content is 0.03 to 0.07%.
  • Si Less than 0.5% Si is an element necessary for deoxidation. If the amount of Si is large, island martensite is likely to be formed, and the low-temperature toughness is remarkably deteriorated. Preferably it is less than 0.35%. Since deoxidation can be performed with Al and Ti, addition of Si is not essential.
  • Mn 0.5 to 2.0% Mn acts as a hardenability improving element, and in order to obtain the effect, 0.5% or more is contained. If the amount of Mn is large, the hardenability of the steel increases and the HAZ toughness and weldability deteriorate. Furthermore, the center segregation of the continuously cast steel piece is promoted and the low temperature toughness of the base material is deteriorated. Preferably, it is 1.0 to 1.8%.
  • P 0.015% or less
  • S 0.01% or less
  • P and S are impurities and are elements that deteriorate the toughness of the joint. These contents are preferably as low as possible.
  • P is 0.015% or less
  • S is 0.01% or less.
  • P is 0.008% or less.
  • S is 0.003% or less.
  • Al less than 0.01% Al is usually used as a deoxidizer and is an element contained in steel. When the amount of Al increases, Al nonmetallic inclusions increase, the cleanliness of the steel material decreases, and the toughness deteriorates, so the content is made less than 0.01%.
  • Ti 0.005 to 0.03%
  • Ti forms fine TiN in the steel, and its simple substance or a complex inclusion with Mg (MgAl 2 O 4 ) oxide acts as pinning particles.
  • Mg MgAl 2 O 4
  • Ti is contained by 0.005% or more.
  • the Ti amount increases, the Ti oxide aggregates and coarsens and the toughness deteriorates, so the Ti amount is set to 0.03% or less.
  • the content is 0.01 to 0.02%.
  • N 0.002 to 0.006%
  • N is an element that combines with Ti to form TiN, and is contained in an amount of 0.002% or more. If the amount of N is large, the solid solution N that has not bonded to Ti reduces toughness, so the amount of N is set to 0.006% or less. Preferably, it is 0.003 to 0.005%.
  • O 0.005% or less
  • O is an element that forms pinning particles.
  • the cleanliness of the steel is lowered, so the smaller one is preferable, and the content is made 0.005% or less.
  • Mg 0 to 0.01%
  • Mg is an element that forms inclusions such as MgAl 2 O 4 and MgS.
  • MgAl 2 O 4 is deposited on TiN. These inclusions act as pinning particles, suppress coarsening of HAZ austenite grains, refine the microstructure, and improve low-temperature toughness. As the amount of Mg increases, the effect becomes saturated.
  • Mg does not necessarily need to be contained in the base material of the longitudinal seam welded steel pipe, and a suitable amount of Mg is 0 to 0.01%.
  • Ca 0 to 0.005%
  • Ca is an element that controls the form of sulfide inclusions and improves low-temperature toughness. When the amount of Ca is large, CaO—CaS becomes large clusters and inclusions, which may adversely affect toughness. Ca does not necessarily need to be contained in the base material of the longitudinal seam welded steel pipe, and a preferable Ca content is 0 to 0.005%.
  • Ni 0 to 0.6%
  • Ni is an element that can improve the strength of the base material without reducing toughness. As the amount of Ni increases, the effect becomes saturated. Ni does not necessarily have to be contained in the base material of the longitudinal seam welded steel pipe, and a suitable amount of Ni is 0 to 0.6%.
  • Cr 0 to 0.5% Cr is an element that can improve the strength of the base material. The effect is saturated when the amount of Cr increases. Cr does not necessarily need to be contained in the base material of the longitudinal seam welded steel pipe, and a suitable Cr amount is 0 to 0.5%.
  • Cu 0 to 0.5%
  • Cu is an element that can improve the strength of the base material. As the amount of Cu increases, the effect becomes saturated. Cu is not necessarily contained in the base material of the longitudinal seam welded steel pipe, and a preferable amount of Cu is 0 to 0.5%.
  • Mo 0 to 0.4%
  • Mo is an element that can improve the strength of the base material. When the amount of Mo increases, the effect is saturated and the toughness decreases. Mo is not necessarily contained in the base material of the longitudinal seam welded steel pipe, and the preferable amount of Mo is 0 to 0.4%.
  • Nb 0 to 0.060%
  • Nb is an element that improves the strength of the base material. When the amount of Nb increases, island-shaped martensite is easily formed and toughness decreases. Nb does not necessarily need to be contained in the base material of the longitudinal seam welded steel pipe, and a suitable Nb amount is 0 to 0.40%.
  • B 0 to 0.002%
  • B is an element effective for improving the hardenability of the base material and suppressing the formation of grain boundary ferrite. When the amount of B increases, the effect becomes saturated. B does not necessarily need to be contained in the base material of the longitudinal seam welded steel pipe, and the preferred B content is 0 to 0.002%.
  • V 0 to 0.06% Nb is an element that improves the strength of the base material.
  • V amount increases, the yield ratio may increase due to precipitation hardening.
  • V does not necessarily have to be contained in the base material of the longitudinal seam welded steel pipe, and a preferable V amount is 0 to 0.06%.
  • the balance other than those described above is Fe and impurities.
  • Impurities are components that are contained in raw materials or mixed in during the manufacturing process and are not intentionally contained in steel.
  • P, S, O, Sb, Sn, W, Co, As, Pb, Bi, and H are controlled so as to be in the above-described preferable range.
  • Sb, Sn, W, Co, and As are usually mixed as unavoidable impurities of 0.1% or less, Pb and Bi are 0.005% or less, and H is 0.0005% or less. Although it is possible, there is no need to control in the normal range.
  • the method for producing the steel plate to be the base material is not particularly limited, and a general method for producing a steel plate having X60 to X70 grade strength may be used.
  • Longitudinal seam welded steel pipes are obtained by joining thick steel plates as base materials having a thickness of about 6 to 40 mm by submerged arc welding. Examples are UOE steel pipes and JCOE steel pipes.
  • a groove having a predetermined shape is applied to the above thick steel plate.
  • the groove shape is not particularly limited. Longitudinal seam welded steel pipe is processed into a groove shape that can be welded to the end of a thick steel plate from both the front and back surfaces, for example, an X-shaped groove, and the end is abutted to complete submerged arc welding from the inner surface side. Then, it can manufacture by performing submerged arc welding from the outer surface side to a longitudinal direction.
  • flux is sprinkled in the groove, and a steel wire for submerged arc welding is used and joined by high heat input submerged arc welding with a heat input of 15 to 110 kJ / cm.
  • a flux and a steel wire are not specifically limited, A well-known thing can be used. In the case of using a steel wire, a known fired flux, a molten flack or the like can be used as the flux. If the above-described weld metal component can be obtained thereby, a weld metal having excellent toughness can be obtained. Moreover, you may perform the flux preheating before welding as needed.
  • the method of submerged arc welding is not particularly limited, and includes any of the known welding methods including multi-electrode submerged arc welding, and the welding conditions are not particularly limited.
  • Steel materials with various composition are melted, refined molten steel is made into a slab by a continuous casting method, heated to 1100 ° C, hot-rolled, the hot rolling finish temperature is 780 ° C, and air-cooled to 750 ° C. Thereafter, the steel sheet was cooled with water from 750 ° C. to room temperature, and steel sheets having various strength compositions of X60 to X70 grades were prepared. Table 1 shows the plate thickness, component composition, and tensile strength of the steel plate.
  • the absorbed energy in the Charpy impact test was measured as follows.
  • a Charpy specimen is taken from the center of the weld metal part from 2mm below the surface layer of the steel sheet, and subjected to Charpy impact test at -10 ° C according to JIS Z2242, and the absorbed energy is measured. It was measured. The absorbed energy was subjected to a Charpy impact test three times, and the average value was obtained. A sample with less than 100 J was judged to have poor toughness. For some samples, Charpy absorbed energy at temperatures other than ⁇ 10 ° C. was also measured.
  • the area ratio of the tissue was measured as follows.
  • Half of the weld bead width at the thickness t / 4 position was sampled from the surface layer of the second pass, and after polishing, it was subjected to nital corrosion and repeller corrosion, and the revealed structure was 1000 ⁇ m ⁇
  • Ten fields of view were measured for a tissue observed in the range of 1000 ⁇ m, and the obtained image was subjected to image analysis, and the average area ratio of each tissue was calculated.
  • the EBSD grain size was 20 fields of view EBSD analysis in the range of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m, and the average of the crystal grain size when divided by a crystal orientation difference of 15 °.
  • the Charpy absorbed energy at ⁇ 10 ° C. was less than 100 J, and the weld metal part and the weld joint toughness were low.
  • Fig. 2 shows an example of the structure of the weld metal.
  • (A), (b) is the structure of an invention example, (c), (d) is the structure of a comparative example. It can be seen that the microstructure of the weld metal is refined in the inventive examples.
  • the present invention it is possible to provide a longitudinal seam welded steel pipe excellent in the toughness of a weld metal part even when a large heat input welding is performed on a thick steel plate. Therefore, the present invention has high industrial applicability.

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Abstract

本発明は、Ｘ６０～Ｘ７０級の強度を有する長手方向に内外両面からサブマージアーク溶接された、低温での溶接金属部の靭性に優れた鋼管に関する。本発明の鋼管は、長手方向に内面及び外面が溶接された溶接部を有する管であって、母材の引張強度が４８０～６２０ＭＰａであり、溶接金属が所定の成分組成を有し、％Ｘが元素Ｘの溶接金属中の含有量を表すとき、　Ｐｃｍ＝％Ｃ＋％Ｓｉ／３０＋（％Ｍｎ＋％Ｃｕ＋％Ｃｒ）／２０＋％Ｎｉ／６０＋％Ｍｏ／１５＋％Ｖ／１０＋５％Ｂで定義されるＰｃｍが０．２％以下であり、Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５＋（％Ｎｉ＋％Ｃｕ）／１５で定義されるＣｅｑが０．３５～０．４５％であり、α´＝（１．５×（％Ｏ－０．８９％Ａｌ）＋３．４×％Ｎ－％Ｔｉ）×１０００で定義されるα´が－２０～４０であり、％Ａｌ／％Ｏが０．３～０．８であることを特徴とする。

Description

縦シーム溶接鋼管
　本発明は、ＡＰＩ５Ｌ　Ｘ６０～Ｘ７０級の強度（規格最小降伏強度が各々４１３ＭＰａ，４８２ＭＰａ）を有する、長手方向に内外両面からサブマージアーク溶接された鋼管に関する。
　原油・天然ガスの長距離輸送方法として、ラインパイプの重要性は高まっている。長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石油協会（ＡＰＩ）５Ｌ　規格Ｘ６５（規格最小降伏強度が各々４４８ＭＰａ）が設計の基本となっており、実際の使用量も多い。
　ラインパイプ用の鋼管は、一般的に、鋼板を成形し、鋼板の突き合わせ部を長手方向に内外両面からシーム溶接して製造される。シーム溶接は、通常、開先の一部をガスシールドアーク溶接で仮付溶接した後、サブマージアーク溶接により、鋼管の内面及び外面から一層ずつ溶接して完了する。仮付溶接は後続して行われるサブマージアーク溶接により完全に消去される。
　このように製造される鋼管の例としては、ＵＯＥ鋼管、ＪＣＯＥ鋼管が挙げられる。ラインパイプの溶接継手部は、採掘地の寒冷化や高圧化による輸送効率向上の観点から、高靭化が求められる。
　特許文献１は、ＡＰＩ規格Ｘ６５～Ｘ７０級の溶接鋼管に関し、溶接金属を多数のＴｉＯを核として変態生成した微細なアシキュラーフェライト組織とし、高強度と優れた靭性を両立させることを開示している。
特開２０１３－４９８９５号公報
　ラインパイプ用鋼管は、深海井戸や寒冷地で用いられることも多く、厚肉化が進んでいる。厚鋼板の溶接には、サブマージアーク溶接のような大入熱溶接が必要である。大入熱溶接においては、一般に、溶接熱影響部（以下［ＨＡＺ］という）の靭性の低下が解決すべき課題である。
　本発明は、ＡＰＩ規格Ｘ６０～Ｘ７０級の強度を有し、板厚６～４０ｍｍの厚鋼板を成形し、長手方向に内外面からシーム溶接された溶接部を有する縦シーム溶接鋼管を対象とし、厚鋼板を溶接入熱１５～１１０ｋＪ／ｃｍで溶接して鋼管とした場合であっても、低温での溶接金属部の靭性に優れた鋼管を得ることを課題とする。
　サブマージアーク溶接において、縦シーム部の溶接金属の成分は母材希釈の影響を受けるため、母材の成分に見合った溶接金属部の成分設計をしなければならない。具体的には、Ａｌ量、Ｔｉ量、Ｏ量、Ｎ量の制御が重要となる。
　溶接金属のミクロ組織は、合金量によりほぼ決まる。母材の成分を考慮すると、母材がＸ６０～Ｘ７０級の強度を有する場合、溶接金属はアシキュラーフェライトを中心とした組織となる。なお、母材の強度がより高くなると、溶接金属はベイナイト組織となる。母材の強度がＸ６０～Ｘ７０級の場合に溶接金属部の靭性を向上させるためには、たとえば母材の強度がＸ８０級の場合とは違った設計思想のもと検討する必要がある。
　本発明者らは、母材希釈の影響を考慮した溶接金属の成分を適正なものとし、さらにＡｌ、Ｏ、Ｔｉ、及びＮの化学量論比に基づいて求められる、有効なアシキュラーフェライト生成能を示したパラメーターα´、及びＡｌ量とＯ量の比を、溶接金属中のＯ量に応じて適正な値とすることにより溶接金属部の靭性を向上できることを見出し、さらに検討を進め、本発明をなした。その要旨は以下のとおりである。
　（１）長手方向に内面及び外面が溶接された溶接部を有する鋼管であって、母材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％未満、Ｔｉ：０．００５～０．０３％、Ｎ：０．００２～０．００６％、Ｏ：０．００５％以下、Ｍｇ：０～０．０１％、Ｃａ：０～０．００５％、Ｎｉ：０～０．６％、Ｃｒ：０～０．５％、Ｃｕ：０～０．５％、Ｍｏ：０～０．４％、Ｎｂ：０～０．０６％、Ｂ：０～０．００２％、及びＶ：０～０．０６％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、母材の引張強度が４８０～６２０ＭＰａであり、溶接金属の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１％、Ｓｉ：０．０３～０．５％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０４％、Ｎ：０．００２～０．００６％、Ｂ：０～０．０３５％、Ｏ：０．０１５～０．０５５％、Ｎｉ：０～０．６％、Ｃｒ：０～０．５％、Ｃｕ：０～０．５％、Ｍｏ：０～０．４％、Ｖ：０～０．０６％、Ｃａ：０～０．００５％、Ｍｇ：０～０．０１％、及びＮｂ：０～０．０６％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、％Ｘが元素Ｘの溶接金属中の含有量を表すとき、Ｐｃｍ＝％Ｃ＋％Ｓｉ／３０＋（％Ｍｎ＋％Ｃｕ＋％Ｃｒ）／２０＋％Ｎｉ／６０＋％Ｍｏ／１５＋％Ｖ／１０＋５％Ｂで定義されるＰｃｍが０．２％以下であり、Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５＋（％Ｎｉ＋％Ｃｕ）／１５で定義されるＣｅｑが０．３５～０．４５％であり、α´＝（１．５×（％Ｏ－０．８９％Ａｌ）＋３．４×％Ｎ－％Ｔｉ）×１０００で定義されるα´が１０００×％Ｏ－１０≦α´≦１０００×％Ｏ＋１を満たし、％Ａｌ／％Ｏが０．３～０．８を満たすことを特徴とする縦シーム溶接鋼管。
　（２）前記溶接金属の組織が、面積率で、アシキュラーフェライト７０％以上、粒界フェライト１５％以下、島状マルテンサイト３％以下を含むことを特徴とする前記（１）の縦シーム溶接鋼管。
　（３）溶接金属の引張強度が母材の引張強度の１．０５倍以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）の縦シーム溶接鋼管。
　（４）前記溶接金属の－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする前記（１）～（３）のいずれかの縦シーム溶接鋼管。
　（５）前記溶接金属の１３００×％Ｏ－６０（℃）におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする前記（１）～（４）のいずれかの縦シーム溶接鋼管。
　本発明によれば、ＡＰＩ規格Ｘ６０～Ｘ７０級の強度を有し、低温での溶接金属部の靭性に優れた、ＵＯＥ鋼管、ＪＣＯＥ鋼管のような縦シーム溶接鋼管を得ることができる。
溶接金属中の量と低温靭性を説明する図であり、（ａ）はＯ量とα´の関係、（ｂ）はα´と－１０℃における吸収エネルギーの関係を示す図である。 溶接金属の組織の例であり、（ａ）、（ｂ）は本発明の縦シーム溶接鋼管の溶接金属の組織、（ｃ）、（ｄ）は従来例の縦シーム溶接鋼管の溶接金属の組織である。
　以下、本発明の実施形態ついて、詳細に説明する。
　　はじめに、溶接金属の成分組成について説明する。なお、以下、成分組成に関する「%」は「質量%」を表すものとする。
　Ｃ：０．０３～０．１０％
　Ｃは鋼の強度確保のために必要な元素であり、０．０３％以上の含有が必要である。Ｃ量が多いと溶接シーム部において溶接高温割れが発生しやすくなるので、上限は０．１０％とする。Ｃは好ましくは、０．０５％以上、０．０６５％以下である。
　Ｓｉ：０．０３～０．５０％
　Ｓｉはブローホール防止のために０．０３％以上の含有が必要である。Ｓｉ量が多いと島状マルテンサイトを形成しやすくなり、低温靱性を著しく劣化させるので、上限は０．５０％とする。Ｓｉは好ましくは、０．１５％以上、０．２５％以下である。
　Ｍｎ：０．５～２．０％
　Ｍｎは焼入れ性向上元素として作用する。溶接金属をアシキュラーフェライト主体の組織とするために０．５％以上の含有が必要である。Ｍｎ量が多いと、粗大なＭｎＳが形成され、破壊の起点となるため、上限は２．０％とする。Ｍｎは好ましくは、１．２％以上、１．５％以下である。
　Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）
　Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）
　Ｐ、Ｓは、いずれも不純物であり、継手の靭性を悪化させる元素である。Ｐは０．０１５％以下、Ｓは０．０１０％以下に制限する。これらの含有量はなるべく低い方が好ましい。好ましくは、Ｐは０．００８％以下である。好ましくは、Ｓは０．００３％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．０３０％
　Ａｌは脱酸元素として作用し、アシキュラーフェライト核生成サイトとして有効なＴｉ酸化物を分散させるための酸素量制御に必要である。母材希釈を考慮すると、０．００１％以上の含有が必要である。Ａｌ量が０．０３０％を超えると、酸化物の生成を阻害し、靭性を確保できないので、上限は０．０３０％とする。好ましくは０．０１０％以上、０．０１５％以下である。
　Ｔｉ：０．００５～０．０４０％
　Ｔｉは溶接金属中の酸素と反応して、アシキュラーフェライトの核となるＴｉ酸化物を形成する。この酸化物を溶接金属中に多数微細分散させるため、０．００５％以上の含有が必要である。Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ酸化物が凝集・粗大化し、アシキュラーフェライトの核を生成する能力が低下すること、また、Ｔｉ酸化物が破壊の起点となり靭性を確保できないので、上限は０．０４０％とする。好ましくは０．００９％以上、０．０１５％以下である。
　Ｎ：０．００２～０．００６％
　Ｎはアシキュラーフェライト組織形成のために有効なＴｉ量の調整のために効果的元素であるため、０．００２％以上の含有が必要である。しかし、０．００６％を超えると、Ｔｉと反応せずに残った固溶Ｎが著しく靭性を低下させるため、その上限を０．００６％とするのが好ましい。好ましくは０．００３％以上、０．００４％以下である。
　Ｂ：０～０．０３５％以下
　Ｂは固溶状態のＢが、溶接金属の粒界フェライト形成を抑制することにより、アシキュラーフェライトの形成を促進する。Ｂは含有しなくてもよいが、この効果を得るためには０．０００１％以上の含有が好ましい。Ｂ量が０．０３５を超えると強度が高くなりすぎて、靭性が低下するので、上限を０．０３５％とする。溶接金属へのＢ添加は、厚板母材、フラックス、又はワイヤのいずれからでも添加することができる。例えば、母材がＢ無添加鋼の場合、Ｂ酸化物が含有したフラックスを用いればよい。Ｂは好ましくは０．０００５％以上、０．０１０％以下である。
　Ｏ：０．０１５～０．０５５％
　Ｏはアシキュラーフェライトの核となる酸化物形成のために必要な元素である。そのため０．０１５％以上の含有が必要である。Ｏ量が０．０５５％を超えると、酸化物の過剰形成、凝集・粗大化により靭性が低下するので、上限は０．０５５％とする。好ましくは０．０２０％以上、０．０３０％以下である。
　Ｎｉ：０～０．６０％
　Ｎｉは靭性を低下させることなく、溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｎｉの含有は必須ではない。０．６０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．６０％とする。
　Ｃｒ：０～０．５０％
　Ｃｒは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｃｒの含有は必須ではない。０．５０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．５０％とする。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　Ｃｕは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｃｕの含有は必須ではない。０．５０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．５０％とする。
　Ｍｏ：０～０．４０％
　Ｍｏは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｍｏの含有は必須ではない。０．４０％を超えると効果が飽和するため、上限を０．４０％とする。
　Ｖ：０～０．０６％
　Ｖは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｖの含有は必須ではない。０．０６％を超えると効果が飽和するので、上限は０．０６％とする。
　Ｃａ：０～０．００５％
　Ｃａは形態制御による延性の改善や組織微細化に有効な元素である。Ｃａの含有は必須ではない。Ｃａ量が多いと、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、延性や靭性が劣化するので、上限は０．００５％とする。
　Ｍｇ：０～０．０１０％
　ＭｇはＭｇＳあるいはＭｇＡｌ２Ｏ４を形成し、ピン止め粒子として作用する。Ｍｇの含有は必須ではない。溶接金属のオーステナイト粒成長を抑制するためには、０．００１％以上の含有が好ましい。０．０１０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．０１％とする。好ましくは０．００１５％以上、０．００２５％以下である。
　Ｎｂ：０～０．０６％
　Ｎｂは強度向上、粒界フェライト抑制に有効な固溶Ｂを存在させるために有効な元素である。Ｎｂの含有は必須ではない。Ｎｂ量が０．０６％を超えると島状マルテンサイトが形成しやすくなり、靭性が低下するので、上限を０．０６％とする。望ましくは、０．０２％である。
　溶接金属の残部はＦｅ及び不純物である。不純物とは、溶接の過程で、溶接ワイヤ、フラックス、鋼板、周辺雰囲気等から混入する成分であり、意図的に含有させたものではない成分のことをいう。
　具体的には、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＨがあげられる。このうち、Ｐ及びＳは、上述のとおり、それぞれ、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下となるように制御する必要がある。
　その他の元素については、通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、及びＡｓは０．１％以下、Ｐｂ及びＢｉは０．００５％以下、Ｈは０．０００５％以下の不可避的不純物としての混入があり得るが、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
　本実施形態における溶接金属の成分は、さらに、以下に説明する関係を満たす必要がある。
　Ｐｃｍ：０．２％以下
　溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるＰｃｍが０．２％以下となる必要がある。式中の％Ｘは、元素Ｘの溶接金属中の含有量（質量％）を意味する（以降の説明で同じ）。また、溶接金属に添加されない元素はゼロとして計算する（以降の説明で同じ）。
　Ｐｃｍ＝％Ｃ＋％Ｓｉ／３０＋（％Ｍｎ＋％Ｃｕ＋％Ｃｒ）／２０＋％Ｎｉ／６０
　　　　＋％Ｍｏ／１５＋％Ｖ／１０＋５％Ｂ
　Ｐｃｍは溶接感受性と呼ばれ、低温割れに対する鋼材の化学成分の影響を定量的に評価したものである。Ｐｃｍが０．２％を超えると低温割れが発生しやすくなるので、上限は０．２％とする。
　Ｃｅｑ：０．３５～０．４５％
　溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるＣｅｑが０．３５～０．４５％となる必要がある。
　Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５
　　　　＋（％Ｎｉ＋％Ｃｕ）／１５
　Ｃｅｑは母材の溶接熱影響による硬化能について、各合金元素の硬化能をそれぞれＣ量に換算して合計したものである。溶接金属が所望の引張り強さを達成するために、Ｃｅｑを０．３５～０．４５％に制御する。好ましくはＣｅｑを０．４０～０．４３％とする。
　α´：－２０≦α´≦４０
　溶接継手の溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるα´が－２０～４０となる必要がある。
　α´＝（１．５×（％Ｏ－０．８９％Ａｌ）＋３．４×％Ｎ－％Ｔｉ）×１０００
　α´はＡｌ、Ｏ及びＴｉ、Ｎの化学量論比に基づいて、有効なアシキュラーフェライト生成能を示したパラメーターであり、α´を－２０～４０の範囲に制御することによりアシキュラーフェライト核生成能が向上する。
　α´が－２０未満の場合、Ａｌ、Ｔｉ量がいずれかが過多、あるいはＮ、Ｏ量が過少となるため、著しくアシキュラーフェライト核生成能が減少する。α´が４０超の場合、Ａｌ、Ｔｉ量がいずれかが過少、あるいはＮ、Ｏ量が過多となるため、著しくアシキュラーフェライト核生成能が減少する。
　％Ａｌ／％Ｏ：０．３０～０．８０
　％Ａｌ／％Ｏは、Ａｌ量とＯ量の比であり、アルミ脱酸終了後の酸素ポテンシャルを示す指標である。％Ａｌ／％Ｏを０．３～０．８０に制御することで、アシキュラーフェライトの生成量を向上できる。
　％Ａｌ／％Ｏ比が０．３０未満の場合、Ｏ量が過多となり、Ｔｉ酸化物を形成しなかった溶存酸素が鋼の清浄度を下げるため靭性が低下する。一方、％Ａｌ／％Ｏが０．８０超の場合、Ａｌ量が過多となり、Ｔｉと結合するＯ量が低減し、アシキュラーフェライト核となるＴｉ酸化物が減少し、靭性が低下する。よって、％Ａｌ／％Ｏは、０．３０～０．８０とする。
　次に、溶接金属の好ましい金属組織について説明する。
　溶接金属の成分とパラメーターを上記の範囲にし、Ｘ６０～Ｘ７０級の強度を有する鋼板を、溶接入熱１５～１１０ｋＪ／ｃｍでサブマージアーク溶接を行うと、溶接金属の金属組織はアシキュラーフェライトを主とする組織となるになる。本発明が対象とするＵＯ鋼管は、板厚が６～４０ｍｍ程度であり、このような厚さの鋼板をサブマージアーク溶接する際には、溶接入熱１５～１１０ｋＪ／ｃｍの範囲で行う。すると、溶接金属が受ける冷却速度が定まり、最終パスの溶接金属の金属組織が以下のような組織になる。以下に示す割合は、面積率である。
　アシキュラーフェライト：７０％以上
　アシキュラーフェライトはＴｉ系酸化物を核とした針状のフェライト組織であり、その割合が大きいほど、溶接金属部の破壊単位が微細化する。その効果を得るためには、アシキュラーフェライトを７０％以上とすることが好ましい。
　粒界フェライト：１５％以下
　粒界フェライトは脆化相の１つで、破壊の起点となり、靭性低下要因となる。そのため、粒界フェライトは１５％以下とすることが好ましい。
　島状マルテンサイト：３％以下
　島状マルテンサイト脆化相の１つで、非常に硬度が高いため破壊の起点となり、靭性低下要因となる。そのため、島状マルテンサイトを３％以下とすることが好ましい。
　ＥＢＳＤ粒径：１０μｍ以下
　ＥＢＳＤ（Electron BackScatter Diffraction）粒径は破壊単位の目安となる結晶粒径サイズである。ＥＢＳＤ粒径が１０μｍ以下であれば破壊単位が微細であり、低温での靭性を確保する面で好ましい。
　溶接金属を上記の条件を満たす成分とし、溶接入熱１５～１１０ｋＪ／ｃｍで溶接することにより、溶接金属の引張強さが４８０～６２０ＭＰａであり、前記溶接金属のＪＩＳ　Ｚ２２４２に従って測定された－１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるサブマージアーク溶接継手を得ることができる。
　低温靭性は有効なアシキュラーフェライト生成能を示したパラメーターα´によって異なる。α´は溶接金属中の酸素濃度によってより好ましい範囲が存在する。具体的には、１０００×％Ｏ－１０≦α´≦１０００×％Ｏ＋１となるようにするのがよい（図１）。α´をこの範囲に調節することによって、さらにアシキュラーフェライト核生成能が向上し、低温靭性が向上し、１３００×％Ｏ－６０（℃）でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるサブマージアーク溶接継手を得ることができる。
　また、溶接金属を上記の条件を満たす成分とし、溶接入熱１５～１１０ｋＪ／ｃｍで溶接することにより、溶接金属の硬さは母材の硬さよりも大きくなり、好ましくは、その差はビッカース硬さで１０Ｈｖ以上となる。さらに、溶接金属の引張強度は、好ましくは、母材の引張強度の１．０５倍以上となる。
　母材はＸ６０～Ｘ７０級の強度を有する鋼板（母材の引張強度が４８０～６２０ＭＰａである鋼板）であれば、特に組織は限定されない。以下に、本発明の縦シーム溶接鋼管の母材として好適なＸ６０～Ｘ７０級の強度を有する鋼板の成分を示す。
　Ｃ：０．０１～０．１％
　Ｃは鋼の強度向上に有効であり、０．０１％以上含有させる。Ｃ量が多すぎると母材及びＨＡＺの低温靱性が劣化すし、さらに、溶接性が劣化するので、Ｃ量は０．１％以下とする。好ましくは０．０３～０．０７％である。
　Ｓｉ：０．５％未満
　Ｓｉは脱酸に必要な元素である。Ｓｉ量が多いと島状マルテンサイトを形成しやすくなり、低温靱性を著しく劣化させるので、Ｓｉ量は０．５％未満とする。好ましくは０．３５％未満である。脱酸は、Ａｌ、Ｔｉでも行えるのでＳｉの添加は必須ではない。
　Ｍｎ：０．５～２．０％
　Ｍｎは焼入れ性向上元素として作用し、その効果を得るために０．５％以上含有させる。Ｍｎ量が多いと鋼の焼入れ性が増して、ＨＡＺ靱性、溶接性を劣化する。さらに、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性が劣化するので、Ｍｎ量は２．０％以下とする。好ましくは、１．０～１．８％である。
　Ｐ　：０．０１５％以下
　Ｓ　：０．０１％以下
　Ｐ、Ｓは、いずれも不純物であり、継手の靭性を悪化させる元素である。これらの含有量はなるべく低い方が好ましく、Ｐは０．０１５％以下、Ｓは０．０１％以下とする。好ましくは、Ｐは０．００８％以下である。好ましくは、Ｓは０．００３％以下である。
　Ａｌ：０．０１％未満
　Ａｌは通常脱酸剤として用いられ、鋼材中に含まれる元素である。Ａｌ量が多くなると、Ａｌ系非金属介在物が増加し、鋼材の清浄度が低下し、靭性が劣化するので、０．０１％未満とする。
　Ｔｉ：０．００５～０．０３％
　Ｔｉは、鋼中で微細なＴｉＮを形成し、その単体、あるいはＭｇ（ＭｇＡｌ２Ｏ４）酸化物との複合介在物がピニング粒子として作用する。その結果、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化が抑制されミクロ組織が微細化し、低温靱性が改善する。この効果を得るために、Ｔｉは０．００５％以上含有させる。Ｔｉ量が多くなると、Ｔｉ酸化物が凝集・粗大化し、靭性が劣化するので、Ｔｉ量は０．０３％以下とする。好ましくは、０．０１～０．０２％である。
　Ｎ　：０．００２～０．００６％
　ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成する元素であり、０．００２％以上含有させる。Ｎ量が多いと、Ｔｉと結合しなかった固溶Ｎが靭性を低下させるので、Ｎ量は０．００６％以下とする。好ましくは、０．００３～０．００５％である。
　Ｏ　：０．００５％以下
　Ｏはピニング粒子を形成する元素である。しかしながら、Ｏを含有すると鋼の清浄度が低下するので少ない方が好ましく、０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。
　Ｍｇ：０～０．０１％
　ＭｇはＭｇＡｌ２Ｏ４、ＭｇＳのような介在物を形成する元素である。ＭｇＡｌ２Ｏ４はＴｉＮ上に析出する。これらの介在物はピニング粒子として作用し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、低温靱性を改善する。Ｍｇ量が多くなると、効果は飽和する。Ｍｇは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＭｇ量は０～０．０１％である。
　Ｃａ：０～０．００５％
　Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靱性を向上させる元素である。Ｃａ量が多いと、ＣａＯ－ＣａＳが大型のクラスターや介在物となり、靱性に悪影響を及ぼすおそれがある。Ｃａは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＣａ量は０～０．００５％である。
　Ｎｉ：０～０．６％
　Ｎｉは靭性を低下させることなく、母材の強度を向上することのできる元素である。Ｎｉ量が多くなると、効果は飽和する。Ｎｉは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＮｉ量は０～０．６％である。
　Ｃｒ：０～０．５％
　Ｃｒは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｃｒ量が多くなると、効果は飽和する。Ｃｒは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＣｒ量は０～０．５％である。
　Ｃｕ：０～０．５％
　Ｃｕは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｃｕ量が多くなると、効果は飽和する。Ｃｕは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＣｕ量は０～０．５％である。
　Ｍｏ：０～０．４％
　Ｍｏは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｍｏ量が多くなると、効果は飽和し、さらに、靭性が低下する。Ｍｏは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＭｏ量は０～０．４％である。
　Ｎｂ：０～０．０６０％
　Ｎｂは母材強度を向上させる元素である。Ｎｂ量が多くなると、島状マルテンサイトが形成しやすくなり、靭性が低下する。Ｎｂは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＮｂ量は０～０．４０％である。
　Ｂ　：０～０．００２％
　Ｂは母材の焼入れ性向上、粒界フェライト形成抑制に有効な元素である。Ｂ量が多くなると、効果は飽和する。Ｂは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＢ量は０～０．００２％である。
　Ｖ　：０～０．０６％
　Ｎｂは母材強度を向上させる元素である。Ｖ量が大きくなると、析出硬化によって降伏比が上昇することがある。Ｖは縦シーム溶接鋼管の母材には必ずしも含有される必要はなく、好適なＶ量は０～０．０６％である。
　以上説明した以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、原材料に含まれる、あるいは製造の過程で混入する成分であり、意図的に鋼に含有させたものではない成分のことをいう。
　具体的には、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＨがあげられる。このうち、Ｐ、Ｓ、及びＯは、上述の好適な範囲となるように制御されることが好ましい。
　その他の元素については、通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、及びＡｓは０．１％以下、Ｐｂ及びＢｉは０．００５％以下、Ｈは０．０００５％以下の不可避的不純物としての混入があり得るが、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
　母材となる鋼板の製造方法は特に限定されるものではなく、Ｘ６０～Ｘ７０級の強度を有する鋼板の一般的な製造方法によればよい。縦シーム溶接鋼管は、厚さ６～４０ｍｍ程度の母材となる厚鋼板をサブマージアーク溶接で接合することで得られる。ＵＯＥ鋼管やＪＣＯＥ鋼管がその例である。
　溶接方法について、詳細に説明する。
　まず、上記の厚鋼板に、所定形状の開先加工を施す。開先形状は、特に限定されるものでない。縦シーム溶接鋼管は、厚鋼板の端部に表裏面の両面から溶接可能な開先形状、たとえば、Ｘ型開先に加工し、端部を突き合わせて内面側からのサブマージアーク溶接を完了させた後、外面側から長手方向にサブマージアーク溶接を実行することにより製造できる。
　そして、開先内にはフラックスを散布し、サブマージアーク溶接用鋼ワイヤを使用し、入熱１５～１１０ｋＪ／ｃｍの大入熱サブマージアーク溶接により接合する。フラックス及び鋼ワイヤは、特に限定されるものでなく、公知のものを使用することができる。鋼ワイヤを使用する場合、フラックスは、公知の焼成型フラックス、溶融型フラックなどを使用することができ、それによって上述した溶接金属成分を得ることができれば、靱性に優れた溶接金属を得られる。また、必要に応じ、溶接前のフラックス予熱を行ってもよい。
　サブマージアーク溶接の方法は、特に限定されるものでなく、多電極のサブマージアーク溶接を含み、公知の溶接法がいずれも適用でき、溶接条件も、特に限定されるものでない。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　種々の成分組成の鋼材を溶製し、精錬された溶鋼を連続鋳造法によりスラブにし、１１００℃に加熱後、熱間圧延を行い、熱間圧延の仕上温度を７８０℃として、７５０℃まで空冷後、７５０℃から常温まで水冷して、種々の成分組成のＸ６０～Ｘ７０級の強度を有する鋼板を作成した。表１に鋼板の板厚、成分組成、及び引張強さを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、作製した鋼板にＸ型開先を形成し、管状に成形し、公知のワイヤ及びフラックスを用いて、管の内面側、外面側の順にサブマージアーク溶接を行い、ＵＯ鋼管とした。溶接の際、入熱が６５ｋＪ／ｃｍ程度となるように、溶接速度などを調整した。表２～４に用いた鋼板、溶接金属の成分組成を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　サブマージアーク溶接後、溶接金属組織（アシキュラーフェライト、粒界フェライトと島状マルテンサイトの合計）の面積率（％）、溶接金属部のＥＢＳＤ粒径、溶接金属の引張強度、溶接金属と母材の硬さの差、及びシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを測定した。表５～７に、その結果を示す。表５～７におけるＡＦ率、ＧＢＦ率、ＭＡ率はそれぞれ、溶接金属組織におけるアシキュラーフェライト、粒界フェライト、島状マルテンサイトの面積率を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーは、次のように測定した。
　ＨＡＺ及び溶接金属を含む方向に平行な板厚断面において、鋼板の表層２ｍｍ下から溶接金属部中央からシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に従って、－１０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。吸収エネルギーは、シャルピー衝撃試験を３回行い、その平均値とし、１００Ｊ未満のものを靭性が不良と判断した。一部の試料については、－１０℃以外の温度でのシャルピー吸収エネルギーも測定した。
　組織の面積率は、次のように測定した。
　２パス目の表層から肉厚ｔ／４位置の溶接ビード幅の１／２部を試験片採取し、研磨後、ナイタル腐食及びレペラ腐食を行い、現出した組織を光学顕微鏡にて、１０００μｍ×１０００μｍの範囲で観察される組織を対象に１０視野測定し、得られた像を画像解析し、各組織の平均面積率を算出して求めた。
　ＥＢＳＤ粒径は５００μｍ×５００μｍの範囲で２０視野ＥＢＳＤ解析し、結晶方位差１５°で区切ったときの結晶粒サイズの平均とした。
　表５～７に示すように、本発明の溶接継手成分組成を満足する発明例は、いずれも、－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、優れた溶接金属部靱性を有するものであった。
　それに対して、本発明の溶接継手成分組成を満足しない比較例は、－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ未満であり、溶接金属部及び溶接継手靱性が低くなった。
　また、発明例においては、溶接金属中のＯ量に応じて、－２０℃、－３０℃、－４５℃においても高いシャルピー吸収エネルギーが得られた。
　図２に溶接金属の組織の一例を示す。（ａ）、（ｂ）は発明例の組織、（ｃ）、（ｄ）は比較例の組織である。発明例では溶接金属の組織が微細化されていることがわかる。
　本発明によれば、厚鋼板に大入熱溶接を実施して接合した場合であっても、溶接金属部の靱性に優れた縦シーム溶接鋼管を提供することができる。よって、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。

Claims (7)

  1. 　長手方向に内面及び外面が溶接された溶接部を有する鋼管であって、
    　母材の化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．０１～０．１％、
    　　Ｓｉ：０．５％未満、
    　　Ｍｎ：０．５～２．０％、
    　　Ｐ　：０．０１５％以下、
    　　Ｓ　：０．０１％以下、
    　　Ａｌ：０．０１％未満、
    　　Ｔｉ：０．００５～０．０３％、
    　　Ｎ　：０．００２～０．００６％、
    　　Ｏ　：０．００５％以下、
    　　Ｍｇ：０～０．０１％、
    　　Ｃａ：０～０．００５％、
    　　Ｎｉ：０～０．６％、
    　　Ｃｒ：０～０．５％、
    　　Ｃｕ：０～０．５％、
    　　Ｍｏ：０～０．４％、
    　　Ｎｂ：０～０．０６％、
    　　Ｂ　：０～０．００２％、及び
    　　Ｖ　：０～０．０６％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
    　母材の引張強度が４８０～６２０ＭＰａであり、
    　溶接金属の化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．０３～０．１％、
    　　Ｓｉ：０．０３～０．５％、
    　　Ｍｎ：０．５～２．０％、
    　　Ｐ　：０．０１５％以下、
    　　Ｓ　：０．０１％以下、
    　　Ａｌ：０．００１～０．０３％、
    　　Ｔｉ：０．００５～０．０４％、
    　　Ｎ：０．００２～０．００６％、
    　　Ｂ　：０～０．０３５％、
    　　Ｏ　：０．０１５～０．０５５％、
    　　Ｎｉ：０～０．６％、
    　　Ｃｒ：０～０．５％、
    　　Ｃｕ：０～０．５％、
    　　Ｍｏ：０～０．４％、
    　　Ｖ　：０～０．０６％、
    　　Ｃａ：０～０．００５％、
    　　Ｍｇ：０～０．０１％、及び
    　　Ｎｂ：０～０．０６％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
    　％Ｘが元素Ｘの溶接金属中の含有量を表すとき、
    　Ｐｃｍ＝％Ｃ＋％Ｓｉ／３０＋（％Ｍｎ＋％Ｃｕ＋％Ｃｒ）／２０＋％Ｎｉ／６０＋％Ｍｏ／１５＋％Ｖ／１０＋５％Ｂで定義されるＰｃｍが０．２％以下であり、
    　Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５＋（％Ｎｉ＋％Ｃｕ）／１５で定義されるＣｅｑが０．３５～０．４５％であり、
    　α´＝（１．５×（％Ｏ－０．８９％Ａｌ）＋３．４×％Ｎ－％Ｔｉ）×１０００で定義されるα´が－２０～４０であり、
    　％Ａｌ／％Ｏが０．３～０．８である
    ことを特徴とする縦シーム溶接鋼管。
  2. 　前記α´が、１０００×％Ｏ－１０≦α´≦１０００×％Ｏ＋１を満たすことを特徴とする請求項１に記載の縦シーム溶接鋼管。
  3. 　前記溶接金属の組織が、面積率で、アシキュラーフェライト７０％以上、粒界フェライト１５％以下、島状マルテンサイト３％以下を含み、ＥＢＳＤ粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の縦シーム溶接鋼管。
  4. 　溶接金属の引張強度が母材の引張強度の１．０５倍以上であることを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の縦シーム溶接鋼管。
  5. 　前記溶接金属の硬さが前記母材の硬さよりも大きく、その差が１０Ｈｖ以上であることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の縦シーム溶接鋼管。
  6. 　前記溶接金属の－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載の縦シーム溶接鋼管。
  7. 　前記溶接金属の１３００×％Ｏ－６０（℃）におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１～６のいずれか１項に記載の縦シーム溶接鋼管。
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