(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
Ｃ：０．０３０〜０．１０％
Ｓｉ：０．０５〜０．１９％
Ｍｎ：１．４７〜１．８０％
Ｐ：０．００５％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ｍｏ：０．２０％以下（０％を含む）
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
Ｐｃｍ＊（％）（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／２＋Ｖ／１０：式において、各合金元素は含有量（質量％）を示し、含有しないものは０とする。）≦０．２０
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、母材のベイナイト分率が８１％以上かつ二相域再加熱粗粒域における島状マルテンサイト（ＭＡ）分率が５．０％以下であり、
板厚が３０ｍｍ以上であることを特徴とする円周溶接の熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた厚肉鋼管用鋼板。
【請求項２】
上記成分系に加え
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ｃｕ：１．００％以下
Ｎｉ：１．００％以下
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｖ：０．０５％以下
のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の円周溶接の熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた厚肉鋼管用鋼板。
【請求項３】
請求項１または２記載の厚肉鋼管用厚鋼板の製造方法であって、
請求項１または２記載の成分系の鋼を、連続鋳造法によってスラブとし、その後、１０５０〜１２００℃の温度に再加熱後、熱間圧延し、熱間圧延終了から５５０〜２５０℃まで加速冷却を施すことを特徴とする円周溶接の熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた厚肉鋼管用鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項１又は２に記載の厚肉鋼管用鋼板を冷間成形により円形とした後、突合せ面に内外面１層のシーム溶接を施して鋼管とした円周溶接の熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高強度鋼管。
【請求項５】
円周溶接が、１パスあたりの入熱量が５〜７０ｋＪ／ｃｍの多層溶接であることを特徴とする、請求項４記載の円周溶接の熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高強度鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、厚肉鋼管用鋼板、その製造方法、および厚肉高強度鋼管に関する。本発明の厚肉高強度鋼管は、ＴＳが５００ＭＰａ以上の海洋構造物やラインパイプに好ましく用いられる。また、本発明の厚肉鋼管用鋼板の中でも、板厚が２５ｍｍ以上の厚肉鋼管用鋼板は、特に、鋼管を連結する際の、多層盛溶接となる円周溶接の熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れる。
【背景技術】
【０００２】
海洋構造物やラインパイプに用いられる鋼管は、構造物形成過程において、鋼管同士を接合させるために円周溶接される。円周溶接とは管円周方向の溶接であり、円周溶接は上記構造物形成過程において不可欠の工程である。そのため、上記鋼管は、構造物の安全性の観点から、母材自体の靭性に優れることに加え、円周溶接部の靭性にも優れることが要求される。【０００３】
上記円周溶接は、通常、小〜中入熱の多層盛溶接（多層溶接と言う場合がある）となる。多層盛溶接の場合、熱影響部は多様な熱履歴を受けた領域で構成される。【０００４】
多層溶接の最初の溶接熱サイクルで生じたボンド部、すなわち、溶接金属と熱影響部の境界部近傍の粗粒域では、次の溶接熱サイクルによって、フェライト−オーステナイト二相域（以下、単に二相域とも記す）に再加熱される領域（二相域再加熱粗粒域と言う場合がある）で、島状マルテンサイト（ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ  Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔの略）という場合がある）が生成する。島状マルテンサイトが生成すると、靭性が著しく低下する。この二相域再加熱粗粒域が、多層溶接の熱影響部で、最も靭性が低い領域である。【０００５】
二相域再加熱粗粒域で靭性が低下するのを防ぐ対策として、Ｃ含有量を低くし、Ｓｉ含有量を低くすることによりＭＡの生成を抑制するとともに、さらにＣｕを添加することにより母材強度を高める技術（例えば、特許文献１）が提案されている。【０００６】
また、ボンド部は溶融点直下の高温に曝されるため、ボンド部ではオーステナイト粒が最も粗大化する。また、引き続く冷却によりボンド部が上部ベイナイト組織に変態し易く靭性が劣化する。【０００７】
ボンド部の靭性向上策として、鋼中にＴｉＮを微細分散させ、オーステナイトの粗大化を抑制したり、フェライト変態の核として利用したりする技術が実用化されている。【０００８】
特許文献２には、ＣａＳの晶出を活用したフェライト変態生成核の微細分散により熱影響部を高靭性化させる技術が提示されている。また、特許文献２には、特許文献２に記載の上記技術と、Ｔｉの酸化物を分散させる技術（例えば、特許文献３）やＢＮのフェライト核生成能を酸化物の分散とを組み合わせる技術が提示されている。さらには、特許文献２には、ＣａやＲＥＭを添加することにより硫化物の形態を制御して、高靭性を得る技術も提示されている。【０００９】
鋼の靭性の評価基準としては、従来、シャルピー試験による吸収エネルギーが主に用いられてきた。より信頼性を増すために、鋼の靭性評価として、ＣＴＯＤ試験（き裂開口変位（Ｃｒａｃｋ  Ｔｉｐ  Ｏｐｅｎｉｎｇ  Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）試験の略記）を行うことが要求される場合がある。ＣＴＯＤ試験は、疲労き裂を評価部に設けた試験片を３点曲げ試験して破壊直前のき裂底の口開き量（塑性変形量）を測定し、脆性破壊の発生抵抗を評価するものである。【００１０】
ＣＴＯＤ特性は、き裂底の微小な領域の靭性を表す。円周溶接により形成されたボンド部のＣＴＯＤ特性に対する厳しい要求を満足するためには、熱影響部の靭性低下領域である、二相域再加熱粗粒域の靭性を高める必要がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開平０５−１８６８２３号公報
【特許文献２】特開２００４−２６３２４８号公報
【特許文献３】特公平０５−７７７４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
しかしながら、近年使用される鋼管は、使用環境や構造物の大型化などに伴い、高強度厚肉化され、合金元素の添加量が増大する傾向にある。このため、熱影響部の靭性確保のための技術である、特許文献１記載の技術は適用しがたくなっている。【００１３】
また、合金元素の中でもＮｉは母材強度を上昇させ、熱影響部（本明細書において、熱影響部は溶接部の熱影響部を意味する。）の靭性を向上させる元素である。この観点からは厚肉鋼管用鋼板がＮｉを含有することは好ましい。しかし、Ｎｉは高価な合金元素であるため、Ｎｉ含有量の増加は製造コストの増加を招く。大量に製造される鋼管用原板に、多量のＮｉを含有させることは困難である。【００１４】
本発明は、このような従来技術の問題を解決し、多層盛溶接部の熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性に優れた厚肉鋼管用鋼板、該厚肉鋼管用鋼板の製造方法、及び該厚肉鋼管用鋼板を用いて製造してなる厚肉高強度鋼管を提供することを目的とする。【００１５】
なお、本発明の「ＣＴＯＤ特性に優れた」とは、多層盛溶接部の熱影響部を対象とする、ＡＰＩ  Ｒｅｃｏｍｍｅｎｄｅｄ  Ｐｒａｃｔｉｃｅ  ２Ｚ（以下ＡＰＩ  ＲＰ  ２Ｚと略記）に準拠した、切欠位置（疲労き裂の位置）が二相域再加熱粗粒域であるＣＴＯＤ試験の結果、得られた−１０℃におけるＣＴＯＤ値が０．３０ｍｍ以上である場合を指す。これは、板厚７６ｍｍ以下、規格下限の降伏応力が４２０ＭＰａの鋼材においてＡＰＩ  ＲＰ  ２Ｚで定めるところでの値である。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者等は、熱影響部でのＭＡの生成を抑制して、ＣＴＯＤ値を向上させるため、成分組成とＣＴＯＤ値の関係について、検討を行い、以下の知見を得た。
１．溶接割れ感受性組成：Ｐｃｍは溶接時の低温割れを評価する指数であり、一般に低Ｐｃｍの材料ほど熱影響部の靭性に優れることが知られている。しかし、ＣＴＯＤ試験の場合、低Ｐｃｍ材でも低いＣＴＯＤ値を示す場合がある。Ｍｏ含有量は、熱影響部の靭性に与える影響が大きい。
２．ＰｃｍにおいてＭｏの係数を変更した新たな式によるＰｃｍ＊（％）（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／２＋Ｖ／１０、式において、各合金元素は含有量（質量％）を示す。含有しないものは０とする。）により多層盛溶接の熱影響部のＣＴＯＤ値を調整できる。【００１７】
本発明は、上記知見をもとに更に検討を加えてなされたもので、具体的には以下の通りである。
１．質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．２０％以下（０％を含む）、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｐｃｍ＊（％）（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／２＋Ｖ／１０：式において、各合金元素は含有量（質量％）を示し、含有しないものは０とする。）≦０．２０、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、母材のベイナイト分率が５０％以上かつ二相域再加熱粗粒域における島状マルテンサイト（ＭＡ）分率が５．０％以下であることを特徴とする円周溶接の熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた厚肉鋼管用鋼板。
２．上記成分系に加え、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｖ：０．０５％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする１に記載の円周溶接の熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた厚肉鋼管用鋼板。
３．１または２記載の成分系の鋼を、連続鋳造法によってスラブとし、その後、１０５０〜１２００℃の温度に再加熱後、熱間圧延し、熱間圧延終了から５５０〜２５０℃まで加速冷却を施すことを特徴とする円周溶接の熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた厚肉鋼管用鋼板の製造方法。
４．１又は２に記載の厚肉鋼管用鋼板を冷間成形により円形とした後、突合せ面に内外面１層のシーム溶接を施して鋼管とした円周溶接の熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高強度鋼管。
５．円周溶接が、１パスあたりの入熱量が５〜７０ｋＪ／ｃｍの多層溶接であることを特徴とする、４記載の円周溶接の熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高強度鋼管。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の厚肉鋼管用鋼板を、小〜中入熱の多層盛溶接となる円周溶接などにより溶接した場合、熱影響部は優れたＣＴＯＤ特性を有する。このため、本発明の厚肉鋼管用鋼板は、熱影響部の高靭性が要求される海洋構造物、パイプライン等の厳しい環境で使用される厚肉高強度鋼管の原板として好適である。このように、本発明は、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】図１は、Ｐｃｍ＊とＣＴＯＤ値との関係を示す図。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明は、成分組成とミクロ組織を規定する。
［成分組成］
説明において％は質量％とする。
【００２１】
Ｃ：０．０３０〜０．１０％
Ｃ含有量は、溶接部の熱影響部に生成するＭＡの生成抑制のために、低減する必要がある。一方で、Ｃは鋼の強化元素として必須である。そこで、Ｃ含有量を０．０３０〜０．１０％の範囲とした。鋼の強度の確保のためには、Ｃ含有量は０．０４％以上であることが好ましい。また、ＭＡ生成抑制の観点からＣ含有量は０．０８％以下であることが好ましい。
【００２２】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸成分として用いられ、その含有量は０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、ＭＡの生成が促され、母材の靱性が劣化する。そこで、Ｓｉ含有量を０．５０％以下に制限する必要がある。好ましくは、０．３０％以下である。
【００２３】
Ｍｎ：１．００〜２．００％
Ｍｎ含有量は、母材の強度を確保するために１．００％以上とする必要がある。好ましくは１．２０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、溶接部の靱性が著しく劣化する。このため、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする必要がある。１．８０％以下であることが好ましい。より好ましいＭｎ含有量は、１．２０〜１．８０％である。
【００２４】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐ含有量が０．０１５％を超えると、溶接部の靱性が劣化する。そこで、Ｐ含有量は０．０１５％以下に制限する。好ましくは、０．０１２％以下である。
【００２５】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓ含有量が０．００５％を超えると、母材および溶接部の靱性が劣化する。このため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３５％以下である。
【００２６】
Ｍｏ：０．２０％以下（０％を含む）
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果はＭｏ含有量を０．０１％以上にすることで奏される。多量にＭｏを含有するとＭＡが生じ、靱性に悪影響を与える。そこで、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ含有量の上限を０．２０％とする。Ｍｏを含有すると、特にＣＴＯＤ特性に悪影響を及ぼす場合がある。このため、Ｍｏ含有量は０．１０％以下が好ましく、さらに好ましくは０．０５％以下である。本発明ではＭｏを含有しなくてもよい。
【００２７】
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
Ｎｂは、鋼の強化に有効な元素である。このため、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．０１５％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％を超えると、溶接部の靱性が劣化する。そこで、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．０５％とする。
【００２８】
Ｐｃｍ＊（％）（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／２＋Ｖ／１０：式において、各合金元素は含有量（質量％）を示し、含有しないものは０とする。）≦０．２０
本発明範囲内の成分組成でＰｃｍ＊を変化させた種々の成分系の供試鋼板を製造した。供試鋼板の厚みは熱間圧延により２７〜１０１ｍｍとした。得られた供試鋼板の熱影響部のＣＴＯＤ試験を行った。
【００２９】
ＣＴＯＤ試験は、上記供試鋼板の突合せ部を入熱４５ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接により多層盛溶接した溶接継手から試験片を採取し、試験温度−１０℃において、切欠位置を二相域再加熱粗粒域として実施した。ＣＴＯＤ試験はＡＰＩ  ＲＰ  ２Ｚに準拠して行い、試験後の試験片において切欠位置が二相域再加熱粗粒域であることを確認した。
【００３０】
また、上記供試鋼板より再現熱サイクル試験片を採取して、二相域再加熱粗粒域相当の熱サイクルを付与し、ＭＡ量を測定した。ＭＡ量は、圧延方向や板幅方向等の鋼板の任意の断面において観察されるＭＡの面積の全観察視野に対する割合の平均値から算出するＭＡの面積分率である。
【００３１】
図１に、Ｐｃｍ＊とＣＴＯＤ値との関係を示す。Ｐｃｍ＊の増加とともにＣＴＯＤ値が低下することが認められる。Ｐｃｍ＊の増加とともに上記領域（二相域再加熱粗粒域）でＭＡ量が増加することによりＣＴＯＤ値の低下が生じていると考えられる。従って、Ｐｃｍ＊≦０．２０とすることにより、多層盛溶接部で、二相域再加熱粗粒域を含むボンド部を切欠位置とするＣＴＯＤ試験で、−１０℃におけるＣＴＯＤ値が０．３０ｍｍ以上の厚肉鋼管用鋼板の製造が可能である。Ｐｃｍ＊≦０．２０の供試鋼板の場合、再現熱サイクル試験により測定されたＭＡ量は５．０％以下であった。
【００３２】
以上が本発明の必須成分で残部Ｆｅおよび不可避的不純物である。更に、強度および靱性を高めるために、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＶから選ばれる少なくとも１種または２種以上をＰｃｍ＊≦０．２０の範囲内で含有させることができる。
【００３３】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、０．００５％以上含有させる必要がある。一方、０．１％を超えて添加すると母材および溶接部靭性を低下させるとともに、溶接による希釈によって溶接金属部に混入し、靭性を低下させるので、０．１％以下に制限する。好ましくは、０．０８％以下である。
【００３４】
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、析出強化により鋼の強度を向上する元素である。この効果はＣｕ含有量を０．０１％以上にすることにより発揮される。また、Ｃｕを過剰に含有すると、熱間脆性が生じ、鋼板の表面性状が劣化するおそれがある。そこで、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．５０％以下である。
【００３５】
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、母材の高靱性を保ちつつ強度を増加させる元素である。Ｎｉは、さらにＨＡＺのＣＴＯＤ特性を安定に向上させる作用を有する。この効果はＮｉ含有量を０．０１％以上にすることにより発揮される。ただし、Ｎｉは高価であるため、Ｎｉ含有量が多くなると経済的に不利となる場合がある。このため、Ｎｉを含有する場合、その含有量を１．００％以下にすることが好ましい。
【００３６】
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素であり、この効果はＣｒ含有量を０．０１％以上にすることで発揮される。ただし、Ｃｒを多量に含有すると靱性が低下する場合がある。そこで、Ｃｒを含有する場合、その含有量は０．５０％以下とする。より好ましくは、０．２０％以下である。
【００３７】
Ｖ：０．０５％以下
ＶはＮｂと同様、鋼の強化に有効な元素である。この効果はＶ含有量を０．００１％以上含有することにより発揮される。ただし、０．０５％を超えるＶの含有は溶接部の靱性を劣化させる。このため、Ｖを含有する場合、その含有量を０．０５％以下とする。より好ましくは、０．０３％以下である。
【００３８】
［ミクロ組織］
母材のミクロ組織は、ＴＳが５００ＭＰａ以上となるように、ベイナイト分率：５０％以上とする。ここで、ベイナイト分率は面積率とする。残部のミクロ組織は特に規定しない。本発明の作用効果を損なわない程度で、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織や析出物を含有するものも、本発明の範囲に含む。残部組織の例としては、フェライト（具体的には、ポリゴナルフェライトなど）、パーライト、セメンタイトなどが挙げられる。マルテンサイトは靭性の大幅な低下につながるため、残部組織には含めないことが好ましい。
【００３９】
また、二相域再加熱粗粒域における島状マルテンサイト（ＭＡ）分率が、５．０％超えの場合、−４０℃における母材シャルピー靭性が目標値を満足しない。たとえ、−４０℃における母材シャルピー靭性が目標値を満足したとしても、−１０℃におけるＣＴＯＤ値が０．３０ｍｍ以上となるＣＴＯＤ特性が得られない。そこで、ＭＡ分率を５．０％以下とする。好ましくは、３．５％以下である。
【００４０】
本発明に係る厚肉鋼管用鋼板は、上記成分組成の鋼を、連続鋳造法によってスラブとし、その後、１０５０〜１２００℃の温度（スラブ再加熱温度）に再加熱後、熱間圧延し、熱間圧延終了から５５０〜２５０℃まで加速冷却を施して製造することが可能である。
【００４１】
スラブ再加熱温度が、１０５０℃未満では、その後の熱間圧延を行い難くなる。一方、スラブ再加熱温度が１２００℃を超えると靭性が低下する。そこで、スラブ再加熱温度は１０５０〜１２００℃とする。
【００４２】
熱間圧延の手法は特に規定しない。例えば未再結晶温度域（９００℃以下）での圧下率を４０％以上とし、圧延終了温度を７００〜８５０℃とすることで、結晶粒の微細化が促される。その結果、高強度かつ母材靭性の良好な素材を製造できる。
【００４３】
熱間圧延後、ベイナイト分率が５０％以上となるように、冷却停止温度を５５０〜２５０℃とする加速冷却を行う。なお、加速冷却後の等温保持無しにベイナイト変態を生じるためには５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を行う必要がある。冷却停止温度が高すぎるとベイナイト変態が十分には進行せず、フェライトやパーライトが生成し、母材のミクロ組織のベイナイト分率が５０％を下回る。そこで、冷却停止温度は５５０℃以下とし、５００℃以下であることがさらに好ましい。一方、冷却停止温度が低すぎると、マルテンサイト変態が進行し、母材のミクロ組織のベイナイト分率が５０％を下回り、かつ母材の靭性が大きく劣化する。このため、冷却停止温度は２５０℃以上とし、３００℃以上であることがさらに好ましい。
【００４４】
上記製造方法で作製された厚肉鋼管用鋼板から鋼管を製造する場合は、通常のＵＯＥ鋼管の製造方法に準じて、冷間成形により円形とした後、突合せ面に内外面１層のシーム溶接を施して鋼管とする。より具体的には以下の通りである。
【００４５】
本発明は上述の方法によって製造された鋼板を用いて鋼管となす。鋼管の成形方法としては、ＵＯＥプロセスやプレスベンド（ベンディングプレスとも称する）等の冷間成形によって鋼管形状に成形する方法が挙げられる。
【００４６】
ＵＯＥプロセスでは、素材となる厚鋼板の幅方向端部に開先加工を施したのち、プレス機を用いて鋼板の幅方向端部の端曲げを行い、続いて、プレス機を用いて鋼板をＵ字状にそしてＯ字状に成形することにより、鋼板の幅方向端部同士が対向するように鋼板を円筒形状に成形する。次いで、鋼板の対向する幅方向端部を突き合わせて溶接する。この溶接をシーム溶接と呼ぶ。このシーム溶接においては、円筒形状の鋼板を拘束し、対向する鋼板の幅方向端部同士を突き合わせて仮付溶接する仮付溶接工程と、サブマージアーク溶接法によって鋼板の突き合わせ部の内外面に溶接を施す本溶接工程との、二段階の工程を有する方法が好ましい。シーム溶接を行った後に、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管を行う。拡管工程において拡管率（拡管前の管の外径に対する拡管前後の外径変化量の比）は、通常、０．３％〜１．５％の範囲で実施される。真円度改善効果と拡管装置に要求される能力とのバランスの観点から、拡管率は０．５％〜１．２％の範囲であることが好ましい。
【００４７】
プレスベンドの場合には、鋼板に三点曲げを繰り返すことにより逐次成形し、ほぼ円形の断面形状を有する鋼管を製造する。その後は、上述のＵＯＥプロセスと同様に、シーム溶接を実施する。プレスベンドの場合にも、シーム溶接の後、拡管を実施してもよい。
【００４８】
得られた鋼管は、円周溶接の熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れる。
【００４９】
円周溶接を多層溶接で実施する場合、１パスあたりの入熱量を５〜７０ｋＪ／ｃｍとすることが好ましい。１パスあたりの入熱量が過小だと、施工条件の安定性に劣り、かつ、溶接パス数を多くしなければならなくなるので、１パスあたりの入熱量は５ｋＪ／ｃｍ以上とすることが好ましく、６ｋＪ／ｃｍ以上とすることがさらに好ましい。一方、１パスあたりの入熱量が過大だと、二相域に再加熱される局所脆化域が拡大してしまうため、１パスあたりの入熱量は７０ｋＪ／ｃｍ以下とすることが好ましく、５０ｋＪ／ｃｍ以下とすることがさらに好ましい。
【実施例】
【００５０】
表１に示す種々の成分組成に調整した鋼スラブを素材とし、表２に示す製造条件により板厚：２７〜１０１ｍｍの厚鋼板を製造した。得られた各厚鋼板について、引張試験、シャルピー試験及びＣＴＯＤ試験を実施した。なお、表２に記載していないが、熱間圧延において、未再結晶温度域（９００℃以下）での圧下率を４０％以上とした。また、加速冷却での冷却速度は５℃／ｓ以上とした。【００５１】
各鋼板の板厚中央部から圧延幅方向に引張試験片を採取して、引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）を求めた。シャルピー試験は、２ｍｍＶノッチ試験片を用いて、試験温度−４０℃で実施し、シャルピー衝撃値（３本平均値）を求めた。【００５２】
また、各鋼板から採取した溶接試験板にレ開先（開先角度３０°）を加工し、入熱４５ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接を行って多層盛溶接継手を作製し、板厚方向にほぼ直線的なボンド部を切欠位置としたＣＴＯＤ試験を試験温度−１０℃で行った。なお、ＣＴＯＤ試験片の作製および試験条件は、ＡＰＩ  ＲＰ  ２Ｚに準拠して行い、切欠位置のボンド部に二相域再加熱粗粒域が含まれていることを確認した。【００５３】
更に、Ｎｏ．１〜７の鋼板を常法によりＵＯＥ鋼管とし、各鋼管から採取した試験片を用いて、引張強さ（ＴＳ）、試験温度−４０℃でのシャルピー衝撃値（３本平均値）を求めた。鋼管同士を接合する円周溶接部の熱影響部から採取したＣＴＯＤ試験片を用い、鋼板の多層盛溶接継手の試験に準じてＣＴＯＤ試験を行った。【００５４】
上記の試験結果を表２中に併記した。表２に示す試験結果から、本発明例の鋼材は、いずれもＴＳが５００ＭＰａ以上の強度とシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）が２５０Ｊ以上の靭性を有しており、母材の強度・靭性が共に優れている。さらに多層盛溶接継手のＣＴＯＤ値は０．３０ｍｍ以上であり、本発明の鋼板は、多層盛溶接熱影響部の靭性特性にも優れる。【００５５】
また、これらの発明鋼を冷間成形した鋼管は、円周溶接部のＣＴＯＤ値にわずかな低下が見られるものの良好な値を示す。【００５６】
一方、比較鋼は化学成分や、Ｐｃｍ＊が本発明範囲外のため、強度、母材靭性およびＣＴＯＤ値が劣っている。比較鋼１、２は成分組成の各合金元素量が本発明範囲内で、−４０℃における母材靭性は高いが、Ｐｃｍ＊が０．２０を超えるため、ＣＴＯＤ値が小さい。比較鋼３は、Ｃ含有量が高すぎるために母材の靭性が劣っている。また、比較鋼４はＣ含有量が低いためＴＳが劣る。比較鋼５、６、８、１０は、それぞれ、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｓ含有量、Ｎｂ含有量が本発明範囲外で高すぎるため、母材靭性の劣化をまねいている。比較鋼７、９は、母材靭性は良いが、それぞれＰ含有量、Ｍｏ含有量が本発明範囲外で高すぎるため、ＣＴＯＤ値が劣っている。【００５７】
発明鋼から製造した鋼管は、表２に示すように円周溶接継手部のＣＴＯＤ値が若干、母材での値より低下する傾向があるが、０．３ｍｍ以上の良好な特性を有し、円周溶接の熱影響部の靭性が要求される海洋構造物、パイプライン等の厳しい環境での使用に好適である。【００５８】
【表１】
0006008042.tif 000002
【００５９】
【表２】
0006008042.tif 000003
【図１】
0006008042.tif 000004