(57)【要約】【課題】高変形性能を有しつつ，靱性，特に亀裂伝播停止特性を劣化させずに，耐切断割れ性を改善し，さらに溶接金属の靱性を低下させることなく，母材以上の継手強度を達成した引張強度９００ＭＰａ以上のラインパイプ用溶接鋼管の製造方法を提供する。【解決手段】特定成分とフェライト＋ベイナイト，フェライト＋マルテンサイト，およびフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトのいずれかが面積分率で９０％以上で，かつフェライトの面積率が１０〜５０％であり，ベイナイトおよび／またはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下のミクロ組織を有する、引張強度９００ＭＰａ以上かつ降伏比≦８５％の鋼板を冷間加工で管状に成形した後，ＣＯ２ガスシールドを用いたレーザーとＡｒ−ＣＯ２ガスシールドを用いたガスシールドアーク溶接を組合わせたハイブリッド溶接法によって，溶接金属の化学組成が特定成分となるように溶接する。【選択図】図５
2008248315.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｍｎ：１．５〜３％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｂ：≦０．０００３％
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｏ：≦０．００３％
Ｓ：≦０．００１％
更に
Ｃｕ：０．０１〜０．５％
Ｎｉ：０．０１〜１％
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
Ｖ：０．０１〜０．１％
の一種または二種以上を含有し，Ｃａ，Ｏ，Ｓの含有量が（１）式を満たし，かつ（２）式で計算されるＰｃｍＢ値がＰｃｍＢ≦０．２２を満足し，残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と，
フェライト＋ベイナイト，フェライト＋マルテンサイト，およびフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトのいずれかが面積分率で９０％以上で，かつフェライトの面積率が１０〜５０％であり，ベイナイトおよび／またはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下のミクロ組織を有する、引張強度９００ＭＰａ以上かつ降伏比≦８５％の鋼板を冷間加工で管状に成形した後，ＣＯ２ガスシールドを用いたレーザーとＡｒ−ＣＯ２ガスシールドを用いたガスシールドアーク溶接を組み合わせたハイブリッド溶接法によって，溶接金属の化学組成が質量％で，
Ｃ：０．０５〜０．０９％
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ａｌ：≦０．０１５％
Ｃｕ：≦０．５％
Ｎｉ：≦３．０％
Ｃｒ：≦１．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｖ：≦０．１％
Ｔｉ：０．００３〜０．１０％
Ｂ：≦０．００３０％
Ｏ：≦０．０３％
Ｎ：≦０．００８％
を含有し，
式（３）で計算されるＰｃｍＷ値がＰｃｍＷ≦０．２を満足し，
かつ残部Ｆｅおよび不可避的不純物となるように突合わせ部の溶接を行うことを特徴とする，母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法。
1≦(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≦3             (1)
PcmB=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5*B        (2)
PcmW=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+60*B-12*N-4*O   (3)
【請求項２】
請求項１記載の母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法において、突き合わせ溶接を，内外面１層ずつレーザーとガスシールドアーク溶接を組み合わせたハイブリッド溶接を行うことを特徴とする，母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法。
【請求項３】
請求項１記載の母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法において、突き合わせ溶接を，内面側をレーザーとガスシールドアーク溶接を組み合わせたハイブリッド溶接を行ったのち，外面側をサブマージアーク溶接することを特徴とする，母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，引張強度９００MPa以上かつ降伏比≦８５％である超高強度高変形能ラインパイプの製造方法に関し，素材鋼板の精製での付加工程を必要とせず，母材部において脆性亀裂伝播停止特性に優れ，かつ縦シーム溶接部の溶接金属および溶接熱影響部（HAZ）において十分な靱性を有し，さらに継手引張強度が母材強度を上回る引張強度を満足し，天然ガスや原油の輸送用として好適な、安全性に優れるものに関する。
【背景技術】
【０００２】
近年，天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは，高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工能率の向上のため，年々高強度化されるとともに，大地震や凍土地帯における地盤変動により，ラインパイプに大変形が生じても局部座屈による亀裂発生に至らないために高変形能を有することが望まれる。
【０００３】
これまでに，API規格でX１００グレードのラインパイプが実用化されているが，さらに，引張強度９００MPaを超えるX１２０グレードに対する要求が具体化されつつある。
【０００４】
このような高強度高変形能ラインパイプ用溶接鋼管およびその素材となる高強度厚鋼板の製造方法に関し，例えば特許文献１においては，熱間圧延後２段冷却を行い，２段目の冷却停止温度を３００℃以下とすることで，高強度化を達成する技術が開示されている。
【０００５】
特許文献２には，高価な合金元素添加量を削減しつつ，高強度・高靱性を得るための加速冷却および焼戻し条件に関する技術が開示されている。特許文献３には，管厚と外径の比に応じて，適切な第2相組織の面積率を持たせることによって低降伏比を示す耐圧縮局部座屈性に優れた鋼管が開示されている。
【０００６】
また、特許文献４には，母材については同様に合金元素添加量を削減し，さらに縦シーム溶接部の溶接金属において高強度・高靱性を得るための成分設計に関する技術が開示されている。
【特許文献１】特開２００３−２９３０８９号公報
【特許文献２】特開２００２―１７３７１０号公報
【特許文献３】特開平０９−１８４０１５号公報
【特許文献４】特開２０００―３５５７２９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら，母材の合金元素量を低く抑えたまま加速冷却等の手段によって高強度化を進めると，溶接熱影響部（以後、HAZと略す）の強度との乖離が生じてしまう。
【０００８】
これは，縦シームの溶接方法が変わらない限り，HAZの冷却速度は一定であるので，HAZの強度が低いままとなってしまうからで，図1に示すように，縦シーム溶接部の硬さ分布ではする。
【０００９】
この結果，母材部のみ高強度化しても，水圧試験のような実管試験を行った場合には強度の低いHAZ部で破壊が生じてしまうこととなり，実用に際しては安全性の観点からＨＡＺ部軟化は解決すべき課題である。
【００１０】
一方，加速冷却の冷却速度を緩め，母材の合金元素量を増やすことで母材とHAZ部の強度差を縮めることができるが、ハ゜イフ゜同士を接合する円周溶接の場合、入熱の小さい多層溶接を行うことが一般的であるため溶接部においてはむしろHAZ硬さが増大し，特に初層溶接部に低温割れを発生する危険が高まる。
【００１１】
縦シーム溶接部の溶接金属の高強度化はこのHAZ軟化部が起因の継手強度不足を補うが，十分とは言えない。更に，溶接方法を変えずに溶接金属を高強度化することは，溶接金属中の合金元素量を増加させることで，低温割れのような溶接金属欠陥の感受性が増大し，手直し等が必要となり溶接作業性を著しく悪化させる懸念がある。
【００１２】
さらに，冷却停止温度を低くして，低温変態組織化することで高強度を達成した場合，冷却ままの鋼板を必要なサイズにせん断加工で切断する際，鋼中に残存する拡散性水素が原因で板面に平行な割れ（以降切断割れと称する）が発生する。
【００１３】
一方，加速冷却後に熱処理を行った場合，鋼中の水素は十分拡散させられるので，切断割れは抑制できるものの，熱処理過程でミクロ組織中にセメンタイトが析出・粗大化し，靱性低下，特に脆性亀裂伝播停止特性の評価を行うDWTT(Drop Weight Tear Test)特性が劣化する。
【００１４】
また，特許文献３に記載されている技術は，大地震や凍土地帯における地盤変動によりラインパイプに大変形が生じても亀裂発生に至らないように高変形能を備えるため，降伏強度を引張強度で除した降伏比（YR）を低くすることを指向するものである。
【００１５】
本技術においては鋼管の母材は第2相を有することからシャルピー吸収エネルギーが低くなり，外因性の事故により発生する延性破壊の亀裂伝播停止特性に劣ることが懸念され、第1相がフェライト組織であるので，引張強度は９００MPa以上に達しない。
【００１６】
そこで、本発明は，高変形性能を有しつつ，靱性，特に亀裂伝播停止特性を劣化させずに，耐切断割れ性を改善し，さらに溶接金属の靱性を低下させることなく，母材以上の継手強度を達成した引張強度９００ＭＰa以上のラインパイプ用溶接鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者らは，上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果，以下の知見を得た．
１）地盤変動によるパイプの大変形が生じても座屈を生じさせないためには，鋼を複相組織とすることで，鋼の降伏比を８５％以下とする必要があり，かつ高強度を得るためにはミクロ組織をフェライト+ベイナイト，フェライト+マルテンサイト，およびフェライト+ベイナイト+マルテンサイトのいずれかとし，さらにフェライトの面積率が５０％を超えないようにする必要がある。
２）上記復相組織鋼は高強度かつ低降伏比を達成できるものの，延性破壊の亀裂伝播停止性能を評価する指標であるシャルピー吸収エネルギーについては同じ強度レベルのベイナイト，あるいはマルテンサイト単相組織鋼より低くなる傾向にあるが，鋼中のＯ，Ｃａ，Ｓを適切に制御して鋼中の硫化物系介在物の形態を制御し，特に粗大なＭｎＳを低減させることにより，所望のシャルピー吸収エネルギーを達成することが可能となる。
３）上記複相組織鋼において，ベイナイトあるいはマルテンサイト組織を得るための熱間圧延後の加速冷却を施した鋼板をせん断加工にて切断する際，鋼中の拡散性水素が起因となって切断面に割れが生じる場合があるが，せん断加工前の鋼板中の水素量を２ｐｐｍ未満とすることで防止可能，そのために加速冷却後，少なくとも３００℃以上での脱水素熱処理が必要である。
【００１８】
具体的には加速冷却停止後，ただちに再加熱を開始し，鋼板温度を３００℃以上に昇温することで水素の拡散が促進され，その結果，鋼中に残留する水素量が切断割れ発生限界量である２ｐｐｍを下回るようになる。
４）但し，加速冷却後の再加熱により，ベイナイトあるいはマルテンサイト中に存在するセメンタイトが粗大化すると，脆性亀裂伝播停止特性の指標である，ＤＷＴＴ特性が劣化するが、再加熱の加熱速度を早くし，再加熱終了後も鋼中のセメンタイトの平均粒径を０．５μｍ以下とすることにより防止される。
５）上記高強度・高靭性・低降伏比の鋼板を筒状に成形した後，端部を溶接することで溶接鋼管を製造する場合，溶接熱影響により強度が低下し，継手強度が低下することを阻止するため，溶接部の冷却速度を速くするための溶接法として、レーザーとアークを組み合わせた新溶接法が有効で、溶接効率にも優れる。
【００１９】
本発明は以上の知見に基づいてさらに検討を加えてされたもので、すなわち，本発明は、
１．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｍｎ：１．５〜３％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｂ：≦０．０００３％
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｏ：≦０．００３％
Ｓ：≦０．００１％
更に
Ｃｕ：０．０１〜０．５％
Ｎｉ：０．０１〜１％
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
Ｖ：０．０１〜０．１％
の一種または二種以上を含有し，Ｃａ，Ｏ，Ｓの含有量が（１）式を満たし，かつ（２）式で計算されるＰｃｍＢ値がＰｃｍＢ≦０．２２を満足し，残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と，
フェライト＋ベイナイト，フェライト＋マルテンサイト，およびフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトのいずれかが面積分率で９０％以上で，かつフェライトの面積率が１０〜５０％であり，ベイナイトおよび/またはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下のミクロ組織を有する、引張強度９００ＭＰａ以上かつ降伏比≦８５％の鋼板を冷間加工で管状に成形した後，CO2ガスシールドを用いたレーザーとAr-CO2ガスシールドを用いたガスシールドアーク溶接を組み合わせたハイブリッド溶接法によって，溶接金属の化学組成が質量％で，
Ｃ：０．０５〜０．０９％
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ａｌ：≦０．０１５％
Ｃｕ：≦０．５％
Ｎｉ：≦３．０％
Ｃｒ：≦１．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｖ：≦０．１％
Ｔｉ：０．００３〜０．１０％
Ｂ：≦０．００３０％
Ｏ：≦０．０３％
Ｎ：≦０．００８％
を含有し，
式（３）で計算されるＰｃｍＷ値がＰｃｍＷ≦０．２を満足し，
かつ残部Ｆｅおよび不可避的不純物となるように突合わせ部の溶接を行うことを特徴とする，母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法。
１≦（1-130×[O]）×[Ca]/(1.25×[S])≦３                          （１）
PcmB=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5*B                (２)
PcmW=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+60*B-12*N-4*O      (３)
２．１記載の母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法において、突き合わせ溶接を，内外面１層ずつレーザーとガスシールドアーク溶接を組み合わせたハイブリッド溶接を行うことを特徴とする，母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法。
３．１記載の母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法において、突き合わせ溶接を，内面側をレーザーとガスシールドアーク溶接を組み合わせたハイブリッド溶接を行ったのち，外面側をサブマージアーク溶接することを特徴とする，母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、縦シーム部の継手強度が母材の引張強度以上で，水圧試験等をおこなってもシーム溶接部からの破壊が生じない、変形性能に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の超高強度溶接鋼管の製造が可能で産業上極めて有用である。
【００２１】
本発明によれば，低強度グレードの製造に用いられてきた溶接方法を用いても，縦シーム部の継手強度が十分高く，且つ強度・靱性特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上かつ降伏比８５％以下の高強度高変形能溶接鋼管の製造が可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
以下，本発明について成分組成，組織，製造方法に分けて具体的に説明する．
[母材の成分組成]
まず，本発明の母材鋼板の成分組成について説明する。なお，％は質量％を意味する。
【００２３】
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは低温変態組織においては過飽和固溶することで強度上昇に寄与し，この効果をえるためには０．０３%以上が必要であるが，０．１２％を超えると，パイプに加工した時に，パイプの円周溶接部の硬度上昇が著しくなり，低温割れが発生しやすくなる。このため，Ｃ含有量を０．０３〜０．１２％とする。
【００２４】
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは脱酸材として作用し，さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素であるが，その量が０．０１％未満ではその効果が得られず，０．５％を超えると靭性が著しく低下する．このため，Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％とする。
【００２５】
Ｍｎ：１．５〜３％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する．特にHAZにおいて高強度を達成するための低温変態組織を得るために１．５％以上が必要であるが，連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく，３％を超えると，偏析部での遅れ破壊の原因となる。このため，Ｍｎ含有量を１．５〜３％とする。
【００２６】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する．その含有量が０．０１％以上で十分な脱酸効果が得られるが，０．０８％を超えると鋼中の清浄度が低下し，靱性劣化の原因となる．このためＡｌ含有量を０．０１〜０．０８％とする。
【００２７】
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂは熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果があり，特に９５０℃まで未再結晶領域とするためには０．０１％以上含有させる．しかし，その量が０．０８％を超えると，HAZの靱性を著しく損ねる。このため，Ｎｂ含有量を０．０１〜０．０８％とする。
【００２８】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは窒化物を形成し，鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか，析出したTiNがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化抑制防止をすることで，母材，HAZの靱性向上に寄与する。
【００２９】
必要なピンニング効果を得るためには０．００５％以上含有させる必要があるが，０．０２５％を超えて添加すると炭化物を形成するようになり，その析出硬化で靱性が著しく劣化してしまうため，Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２５％とする。
【００３０】
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎは通常鋼中の不可避不純物として存在するが，前述の通りTi添加を行うことで，オーステナイト粗大化を抑制するTiNを形成する。
【００３１】
必要とするピンニング効果をえるためにはその含有量が０．００１％以上とすることが必要であるが，０．００６％を超えると，溶接部，特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱されたHAZでTiNが分解し，固溶Nの悪影響が著しくなるため，Ｎ含有量を０．００１〜０．０１％とする。
【００３２】
Ｂ：≦０．０００３％
Ｂは０．０００３％を超えて含有させると，熱間圧延時にオーステナイト粒界に偏析し，フェライト変態生成を抑制する効果があり，高変形能を達成させるための鋼の複相組織制御を阻害するため，Ｂ含有量を０．０００３％以下とする。
【００３３】
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｖｒ，Ｍｏ，Ｖの一種または二種以上
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖはいずれも焼入性向上元素として作用するため，高強度化を目的に，これらの元素の一種または二種以上を以下に示す範囲で含有させる。
【００３４】
Ｃｕ：０．０１〜０．５％
Ｃｕは０．０１％以上で鋼の焼入れ性向上に寄与する．しかし，０．５％を超えて含有させると，後述するレーザー・アークハイブリッド溶接により高冷却速度で形成されるＨＡＺの組織がマルテンサイトとなり，ＨＡＺ靭性の劣化を引き起こすため，Ｃｕを添加する場合には，Ｃｕの含有量を０．０１〜０．５％とする。
【００３５】
Ｎｉ：０．０１〜１％
Ｎｉは０．０１％以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与する．特に多量に添加すても靭性劣化を生じないため，強靭化に有効であるが，高価な元素であり，かつ１％をこえても効果が飽和するため，Ｎｉを添加する場合には，Ｎｉの含有量を０．０１〜１％とする。
【００３６】
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
Ｃｒは０．０１％以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与するが，０．５％を超えて含有させると，レーザー・アークハイブリッド溶接により高冷却速度で形成されるＨＡＺの組織がマルテンサイトとなり，ＨＡＺ靭性の劣化を引き起こすため，Ｃｒを添加する場合には，Ｃｒの含有量を０．０１〜０．０５％とする。
【００３７】
Ｖ：０．０１〜０．１％
Ｖは炭窒化物を形成することで析出強化し，特に溶接熱影響部の軟化防止に寄与する。この効果は０．０１％以上で得られるが，０．１％を超えると析出強化が著しく靭性が低下してしまうため，Ｖを添加する場合には，その含有量を０．０１〜０．１％とする。
【００３８】
Ｃａ：０．００５〜０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，添加することで靱性に有害なMnSの生成を抑制する．しかし，０．０１％を超えて添加すると，CaO-CaSのクラスターを形成し，靱性を劣化させるようになるためＣａ含有量を０．００５〜０．０１％とする。
【００３９】
Ｏ：０．００３％以下，Ｓ：０．００１％以下
本発明において，Ｏ，Ｓは不可避不純物であり含有量の上限を規定する。Ｏの含有量は粗大で靭性に悪影響を及ぼす介在物の生成を抑制する観点から０．００３％以下とする。
また，Ｃａを添加することで，ＭｎＳの生成が抑制されるが，Ｓの含有量が多いとＣａによる形態制御でもＭｎＳを抑制しきれないため，０．００１％以下とする。
（1-130×[O]）×[Ca]/(1.25×[S])
本パラメータ式：（1-130×[O]）×[Ca]/(1.25×[S])は母材部のシャルピー吸収エネルギー向上のため、１≦（1-130×[O]）×[Ca]/(1.25×[S])≦３を満足するように規定する。
【００４０】
上記範囲を満たすことにより，ＭｎＳの形成を抑制するとともに，過剰なＣａ添加により生成するＣａＯ・ＣａＳの粗大化も抑制することで，鋼の清浄度が向上し，高いシャルピー吸収エネルギーを得ることが可能である。
【００４１】
すなわち、Ｃａは硫化物形成能を持ち，添加することで製鋼時の溶鋼中でシャルピー吸収エネルギーを低下させるＭｎＳの生成を抑制し，代りに比較的靱性に無害なＣａＳを形成する。
【００４２】
しかし，Ｃａは酸化物形成元素でもあるため，まず酸化物として消費される分を見込んだ添加を行わなくてはならない。粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成抑制の観点から、Ｏ≦０．００３％、Ｓ≦０．００５％とした上で、ＣａＯ生成分を除いた有効Ｃａ量（Ｃａ*）を実験結果の回帰による下記（４）式を用いて計算し、
Ｃａ*＝（１−１３０×[Ｏ]）×[Ｃａ]・・・（４）
さらにＣａとＳの化学量論比１．２５で有効Ｃａ量（Ｃａ*）を割った値が下記（５）式を満たすようにＣａを添加した場合は、鋼中ＳがすべてＣａＳを形成するのである。
[Ｓ]≦Ｃａ*／１．２５・・・（５）
一方，多大なＣａ添加を行うと，生成するＣａＯ・ＣａＳの粗大化が生じ，かえってシャルピー吸収エネルギーが低下することも判明した。実験室的検討結果より，このＣａ粗大化を抑制するためには
３・[Ｓ]≧Ｃａ*／１．２５・・・（６）
とすることが望ましい．よって，(５)式と(６)式で挟まれる範囲として本パラメータ式：（1-130×[O]）×[Ca]/(1.25×[S])の値は１以上、３以下に規定する。
【００４３】
ＰｃｍＢ
ＰｃｍＢは溶接割れ感受性組成として，下記（７）式で計算され，ＨＡＺ部の低温割れ防止のための予熱温度と相関する。
【００４４】
図2は，種々の化学組成を有する鋼を，種々の予熱温度を与えた後行った低温割れ試験によって得られたＨＡＺ部の低温割れ阻止予熱条件をＰｃｍＢ値で整理したものである．
パイプ同士の円周溶接時の初層溶接において，パイプ予熱温度を７５℃まで許容する場合のＨＡＺ割れを防止するためにはＰｃｍＢ値を０．２２以下とする必要があるため，上限を０．２２とする。
【００４５】
なお，パイプライン敷設現場での作業性を考えると，パイプ予熱温度が低い方が望ましく，この観点からＰｃｍＢの好適範囲は０．２０以下である。
PcmB=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5*B                 (７)
[ミクロ組織]
母材鋼板のミクロ組織は軟質なフェライトと硬質相による、面積分率９０％以上の複相組織とし、更に、軟質相であるフェライトの面積分率と硬質相を構成するベイナイトおよび/またはマルテンサイト中のセメンタイト平均粒径を規定する。
【００４６】
ミクロ組織において、フェライト＋ベイナイト，フェライト＋マルテンサイト，フェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトのいずれかによる復相組織が，面積率で９０％以上、望ましくは，９５％以上を占めることで引張強度は高く，降伏強度は低くなり，高強度かつ低降伏比を両立することが可能となる。
【００４７】
９００ＭＰa以上の引張強度を得るため，硬質相はベイナイトまたはマルテンサイトまたはこれらの混合組織とする。
【００４８】
靭性の観点から，硬質相を構成するベイナイトおよび/またはマルテンサイトは，板厚方向厚さが３０μｍの細粒オーステナイトから変態した組織であることが望ましい。
【００４９】
軟質層である、フェライトの面積分率は１０〜５０％とする。フェライトが１０％未満の場合，ベイナイトあるいはマルテンサイト単相組織あるいは両者の混合組織と挙動が変わらず、降伏強度が高く，所望の低降伏比を達成することが困難となる。
【００５０】
一方、フェライトが５０％を越えると，軟質なフェライトが主体となり，引張強度が大きく低下し，９００ＭＰaを超える高強度を達成することが困難となる．好ましくは１０〜３０％である。
【００５１】
靭性向上の観点から，フェライトの平均粒径が２０μｍ以下の細粒であることが好ましい。本発明に係る母材（鋼材）は、面積分率において、１０％未満の残留γ，島状マルテンサイト，パーライト等の存在は許容される。
【００５２】
更に、硬質相を構成する、ベイナイトおよび/またはマルテンサイト中のセメンタイト平均粒径：≦０．５μｍ以下とする。
【００５３】
鋼のミクロ組織に硬質相としてベイナイトおよび/またはマルテンサイトを生成させるため，後述するように加速冷却を実施した場合，その後の鋼板の切断時に切断割れが生じる場合がある。
【００５４】
その防止のため，加速冷却直後に焼き戻し処理を行うと，ベイナイトおよび/またはマルテンサイト組織中にセメンタイトが析出する。
【００５５】
焼戻しにより，これらのセメンタイトが０．５μｍを超える粗大なサイズまで成長すると，ＤＷＴＴ特性の劣化およびシャルピー吸収エネルギーの低下を生じるため、イナイトおよび/またはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径を０．５μｍ以下とする。
【００５６】
特に，セメンタイトの平均粒径を０．２μｍ未満とすることで，シャルピー吸収エネルギーをより上昇させることができる。
【００５７】
なお，セメンタイトの平均粒径は以下の手法を用いて測定する。鋼板圧延方向断面に平行にミクロ組織観察用サンプルを採取し，鏡面研磨後，スピードエッチング処理をおこなってから，走査型電子顕微鏡にて観察を行い，無作為１０視野で電子顕微鏡写真を撮影する。得られた写真から，個々のセメンタイト粒子の円相当直径を画像解析にて算出し，その平均値を計算で求める。
[製造条件]
本発明では母材は上述した組成とミクロ組織、及び強度特性を有するものであれば良く、特に製造方法は規定しないが，好ましい製造方法は以下のようである。
（１）熱間圧延
加熱温度：１０００〜１２００℃
熱間圧延を行う際，完全にオーステナイト化するため，１０００℃以上に圧延用スラブを加熱する。一方，１２００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると，TiNピンニングを行っていても，オーステナイト粒成長が著しく，母材靱性が劣化するため，加熱温度を１０００〜１２００℃とする。
【００５８】
９５０℃以下での累積圧下量≧６７％
前述の通り，Ｎｂ添加によって９５０℃以下はオーステナイト未再結晶域である。当該温度域にて累積で大圧下を行うことにより，オーステナイト粒が伸展し特に板厚方向では細粒となり，この状態で加速冷却して得られるベイナイト鋼の靱性は良好となる。
【００５９】
しかし，累積圧下量を６７％未満では，細粒化効果は不十分で，鋼の靭性向上効果が得難いため，累積圧下量を６７％以上とする。なお，著しく靱性向上のための好適範囲は75%以上である。
【００６０】
圧延終了温度：Ａｒ３点以上，Ａｒ３点＋１００℃以下
圧延終了温度がＡｒ３点より低い場合，フェライト変態温度域で圧延することとなり，変態生成したフェライトが大きく加工され，シャルピー吸収エネルギーが低下する。
【００６１】
一方，Ａｒ３点＋１００℃を越える高い温度で圧延を終了した場合，オーステナイト未再結晶域圧延による細粒化効果が不十分となるため，圧延終了温度をＡｒ３点以上，Ａｒ３点＋１００℃以下とする。なお，Ａｒ３点は母材鋼板の化学組成の値を用い，下記（８）式で算出することが可能である。
Ａｒ３＝９１０−３１０×[Ｃ]―８０×[Ｍｎ]―２０×[Ｃｕ]―１５×[Ｃｒ]―５５×[Ｎｉ]―８０×[Ｍｏ]                                         （８）
加速冷却の冷却開始温度：Ａｒ３点―５０℃以上，Ａｒ３点未満
低降伏比を実現するため，軟質なフェライト組織を変態生成させるが，加速冷却を行うと，フェライト変態が抑制されるため，熱間圧延後，加速冷却を開始するまでの間の空冷過程でフェライトを変態生成させる。このため，加速冷却の開始温度をＡｒ３点未満とする。
【００６２】
一方，冷却開始温度をＡｒ３点―５０℃未満とすると，フェライトの面積分率が５０％を超え，９００ＭＰa以上の引張強度が得られないため，下限をＡｒ３点―５０℃とする。
【００６３】
加速冷却の冷却速度：２０〜８０℃/s
ベイナイトおよび/またはマルテンサイトからなる硬質相を得るために２０℃/s以上で加速冷却を行う。一方，８０℃/sを超える冷却速度としても得られる組織が変わらず材質向上が飽和することから上限を８０℃/ｓとする。
【００６４】
加速冷却の冷却停止温度：≦２５０℃
鋼板の高強度化をはかるため，加速冷却の停止温度を下げて，低温で変態するベイナイトやマルテンサイトを生成させる。冷却停止温度が２５０℃を超えると変態が不十分なまま加速冷却をとめることとなり，未変態から生成する粗い組織が靭性を低下させるので，冷却停止温度は２５０℃以下とする。
【００６５】
加速冷却で低温変態させた鋼板を，そのまま空冷させると鋼中の拡散性水素が残留し，切断割れを起こす可能性が高まる。
【００６６】
そこで，冷却停止後すみやかに再加熱を行う。再加熱までの時間が長いと，その間の空冷過程での温度低下によって水素が拡散しにくくなるため，３００秒以内で加熱開始することが望ましい．（好ましくは１００秒以内．）再加熱方法は，炉加熱，誘導加熱いずれでもかまわない。
【００６７】
再加熱時の昇温速度：≧５℃/ｓ
再加熱時の昇温速度が５℃/s未満の場合，特に３００℃を超えるような温度まで加熱する途中でセメンタイトが生成，粗大化するため，ＤＷＴＴ特性の劣化が生じる。一方、昇温速度をはやくすることでセメンタイトの粗大化を抑制することが可能であるため，再加熱時の昇温速度を５℃/ｓ以上とする。
【００６８】
再加熱温度：３００℃〜４５０℃
再加熱温度が３００℃未満の場合，十分水素が拡散せず，切断割れを防止することができないため，再加熱温度は３００℃以上とする。一方，４５０℃を超える温度まで加熱すると，焼き戻しによる軟化で強度低下が著しいことから，上限を４５０℃とする。
【００６９】
なお，鋼の製鋼方法については特に限定しないが，経済性の観点から，転炉法による製鋼プロセスと，連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい。
【００７０】
上記方法で製造された鋼板の鋼管への成形方法は特に限定はなく，従来から用いられているＵＯＥ成形，プレスベンド成形，ロール成形いずれも使用可能である。次に，溶接金属中の化学組成の限定理由を説明する．
[溶接金属化学組成]
Ｃ：０．０５〜０．０９％
溶接金属においてもＣは鋼の強化元素として重要な元素である．特に，継手部のオーバーマッチングを達成するため，溶接金属部においても引張強度≧９００ＭＰａとする必要があり，この強度を得るために０．０５％以上含有させる必要がある。
【００７１】
一方，０．０９％を超えると，溶接金属の高温割れが発生しやすくなるため，溶接金属のＣ含有量を０．０５〜０．０９％とする。
【００７２】
Ｓｉ：０．１〜０．４％
Ｓｉは溶接金属の脱酸ならびに良好な作業性を確保するために必要で，０．１％未満では十分な脱酸効果が得られず，一方０．４％を超えると，溶接作業性の劣化を引き起こすため，溶接金属のＳｉ含有量を０．１〜０．４％とする。
【００７３】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは溶接金属の高強度化に重要な元素である。特に，引張強度≧９００ＭＰａといった高強度は，従来のアシキュラフェライト組織化では達成不可能であり，多量のＭｎを含有させベイナイト組織とすることで可能となる。この効果を得るために１．０％以上含有させる必要があるが，２．０％を超えると溶接性が劣化するため，溶接金属のＭｎ含有量を１．０〜２．０％とする。
【００７４】
Ａｌ：≦０．０１５％
Ａｌは脱酸元素として作用するが，溶接金属部においてはむしろＴｉによる脱酸による靱性改善効果が大きく，かつＡｌ酸化物系の介在物が多くなると溶接金属シャルピーの吸収エネルギーの低下が起こるため，溶接金属のＡｌ含有量を０．０１５％以下とする。
【００７５】
Ｃｕ：≦０．５％、Ｎｉ：≦３．０％、Ｃｒ：≦１．０％、Ｍｏ：≦１．０％
母材と同じくＣｕ,Ｎｉ,Ｃｒ,Ｍｏは溶接金属においても焼入性を向上させるので，ベイナイト組織化のために含有させる。ただし，その量が多くなると溶接ワイヤへの合金元素添加量が多大となり，ワイヤ強度が著しく上昇する結果，溶接時のワイヤ送給性に障害が生じる。このため，溶接金属のＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ含有量の上限を，それぞれ０．５％，３．０％，１．０％，１．０％とする。
【００７６】
Ｖ：≦０．１％
適量のＶ添加は靱性・溶接性を劣化させずに強度を高めることから有効な元素であるが，０．１０％を超えると溶接金属の再熱部の靱性が著しく劣化する。このため，溶接金属のＶ含有量を０．１％以下とする。
【００７７】
Ｔｉ：０．００３〜０．１０％
Ｔｉは溶接金属中では脱酸元素として働き，溶接金属中の酸素の低減に有効である。この効果を得るためには０．００３％以上必要であるが，０．１０％を超えた場合，余剰となったＴｉが炭化物を形成し，溶接金属の靱性を劣化させる。このため，溶接金属のＴｉ含有量を０．００３〜０．１０％とする。
【００７８】
Ｂ：≦０．００３０％
強度グレードの低いラインパイプ用溶接管においては，溶接金属のミクロ組織をアシキュラフェライト化するために，Ｂ添加が有効であるが，高強度化のため，ベイナイト組織を含む組織とする場合，溶接金属中のＢ量が０．００３０％を超えるとマルテンサイト組織が生成し，靭性が低下してしまう。このため，溶接金属のＢ含有量を０．００３０％以下とする。
【００７９】
Ｏ：≦０．０３％
溶接金属中の酸素量の低減は靱性改善効果があり，特に０．０３％以下とすることで著しく改善されるため，溶接金属中のＯ含有量を０．０３％以下とする。
【００８０】
Ｎ：≦０．００８％
溶接金属中の固溶Ｎの低減もまた靱性改善効果があり，特に０．００８％以下とすることで著しく改善されるため，溶接金属中のＮ含有量を０．００８％以下とする。
【００８１】
ＰｃｍＷ≦０．２
ＰｃｍＷは（９）式で計算される，溶接金属の溶接性の指標であり，特に図４に示すＴクロス部１のように，パイプのシーム溶接部３（外面側溶接金属３１、内面側溶接金属３２）がパイプ同士の円周溶接２を行ったときに受ける、熱影響を受けた後の硬さ（Ｔ−クロス硬さで、点線４が測定位置）と良い相関を示す。
【００８２】
図３に熱影響を受けた後の硬さ（Ｔ−クロス硬さ）をＰｃｍＷで整理した結果を示す。図３より、ＰｃｍＷが大きく，Ｔ−クロス硬さが高くなると，円周溶接時にパイプシーム溶接部３（外面側溶接金属３１、内面側溶接金属３２）で低温割れが発生しやすくなることから，割れ発生防止の目安であるビッカース硬さ３００ポイント以下を満足させるため，溶接金属のＰｃｍＷ値の上限を０．２とする。
PcmW=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+60*B-12*N-4*O       (９)
[溶接方法]
次に鋼管成形後の端部溶接方法の限定理由を説明する。図５に、本発明における、CO2ガスシールドを用いたレーザーとAr-CO2ガスシールドを用いたガスシールドアーク溶接を組み合わせたハイブリッド溶接法を模式的に示す。
【００８３】
ハイブリッド溶接法は、レーザートーチ６とガスアーク溶接トーチ７を配置し，両者による1プール８での溶接で溶接ビード９を形成することで，従来のサブマージアーク溶接並の溶接速度で鋼板突き合わせ部の溶接を行うことが可能で，溶接部の冷却速度が著しく向上する。
【００８４】
先行するレーザートーチ６により狭い領域に高密度の入熱を与えることで鋼板を容易に溶解させ，その後のガスアーク溶接の入熱レベルでも十分に溶接金属を溶着させられるからと考えられる。
【００８５】
レーザーのシールドにCO2ガスを用いることでレーザー溶接特有のブローホールブローホールの発生を著しく抑制し，さらにガスアーク溶接のシールドをArとCO2の混合ガスとすることで溶接金属中の酸素量を低く抑えることができる。
【００８６】
図６に本発明によるレーザー・アークハイブリッド溶接を用いた溶接部断面を模式に示す。図において１０はレーザー・アークハイブリッド溶接部、１２はサブマージアーク溶接部を示す。
【００８７】
（ａ）は薄肉鋼管の場合で、レーザー・アークハイブリッド溶接による外面一層溶接の場合、（ｂ）は板厚が厚い場合、レーザー・アークハイブリッド溶接による内外面一層溶接の場合、（ｃ）は、内面一層溶接をレーザー・アークハイブリッド溶接、外面は従来のサブマージアーク溶接で一層溶接を行った場合で、レーザー・アークハイブリッド溶接では溶け込みの深い溶接部が得られる。
【００８８】
レーザー・アークハイブリッド溶接によるＨＡＺ部の硬さは従来のＳＡＷに較べ十分硬いため，管厚が厚く，レーザー・アークハイブリッド溶接１層では貫通溶接できない場合には，図６（ｂ）に示すようにパイプの内外面それぞれ1層ずつレーザー・アークハイブリッド溶接を行っても継手強度の低下は小さい。
【００８９】
また，図６（ｃ）に示すように外面側を従来のＳＡＷ溶接による1層溶接を行っても同様に内面側のＨＡＺ部で十分な強度が確保され，母材と同等以上の継手強度を満足することができる。
【００９０】
レーザー・アークハイブリッド溶接によれば、シーム溶接部の低温割れ，ならびにシーム溶接金属が円周溶接されて硬化することによる割れを防止しつつ，シーム溶接部の高強度化を図ることが可能である。
【実施例】
【００９１】
表１に示す化学組成の鋼を用い，表２に示す熱間圧延・加速冷却，再加熱条件で鋼板A〜Kを作製した．なお，再加熱には，加速冷却設備と同一ライン場に設置した誘導加熱型の加熱装置を用いて行った。
【００９２】
【表１】
2008248315.tif 000003
【００９３】
【表２】
2008248315.tif 000004
【００９４】
まず，それぞれの鋼板をせん断機により２０箇所切断し，その後，鋼板切断面を磁粉探傷により調査し，切断割れが認められた切断端面の数を求めた。ここで，１つの端面内に複数の割れが確認できた場合でも，端面としては１つなので，切断割れの発生数は１とした。そして，全ての切断箇所において，切断割れが認められない場合，（切断割れ発生数０）を良好とした。
【００９５】
次に，それぞれの鋼板より，ミクロ組織確認用試験片を採取し，ミクロ組織分率，セメンタイト粒径の調査を行った。さらに，API-5Lに準拠した全厚引張試験片およびDWTT試験片を，板厚中央位置からJIS Z2202(1980)のVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し，鋼板の引張試験，DWTT試験およびシャルピー衝撃試験を実施して，強度と靱性を評価した。
【００９６】
また，表３に示す溶接方法で，主として溶接ワイヤおよび溶接方法を種々変更して鋼板の突き合わせ溶接を行い，溶接継手を作製した。それぞれの継手の溶接金属部より，分析試料を採取し化学分析を行った。分析結果を併せて表３に示す。 
【００９７】
【表３】
2008248315.tif 000005
【００９８】
また，API-5Lに準拠した継手引張試験片（余盛付）と，溶接金属，およびHAZにノッチが当たる位置でJIS Z2202のVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し，溶接継手の引張試験およびのシャルピー衝撃試験を実施して，溶接部の強度と靱性を評価した。
【００９９】
さらに，JIS Z 3158に従い，y形溶接割れ試験を試験環境を気温30℃で湿度80%にコントロールして実施した。当該環境下に1時間放置した100kgf級高張力鋼用の手溶接棒を用い，予熱温度75℃とした試験体に試験ビードを溶接した。溶接割れ感受性は，試験ビードと直交する断面の観察結果で得られた断面割れ率で評価した。
【０１００】
また，溶接継手と直交するようにガスアーク溶接を実施し，作製した試験体でT-クロス硬さ試験を行った。
【０１０１】
母材のミクロ組織調査結果，強度・靱性調査結果，溶接継手部の強度・靱性調査結果，および溶接割れ感受性の評価，T-クロス硬さ結果をまとめて表４に示す。
【０１０２】
【表４】
2008248315.tif 000006
【０１０３】
本発明に適合する鋼はいずれも板切断実験で割れ発生せず，９００ＭＰａを超える母材引張強度を有し，かつ２００Ｊを超える高い母材シャルピー吸収エネルギーおよび８５％を超えるＤＷＴＴ延性破面率を満足した。
【０１０４】
さらに，継手強度も母材と同等以上の値を示し，溶接金属およびＨＡＺシャルピー吸収エネルギーも１００Ｊを超える高い値となった。また，y形溶接割れ試験およびT-クロス試験において優れた溶接性を示した。
【０１０５】
一方，従来と同じ内外面SAW溶接を行った比較例2-2は，HAZ軟化が著しく，継手引張試験においてHAZ部で破断した結果，継手引張強度が母材引張強度を大きく下回った。
【０１０６】
レーザー・アークハイブリッド溶接時のガスアークトーチのシールドガスをＣＯ２ガスとし，溶接金属の酸素量が上限を超えた比較例2-3は，溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが著しく低下した。
【０１０７】
また，レーザートーチのシールドガスをＡｒとＣＯ２の混合ガスとした比較例2-4は，溶接金属にブローホールと考えられる欠陥が残存していたため，継手引張時に溶接金属で破断したほか，シャルピー吸収エネルギーが低下した。
【０１０８】
溶接金属のPcmW値が上限を超えた比較例6-2は溶接継手強度，靱性は良好であったが，T-クロス硬さが３００ポイントを超える低溶接性を示した。
【０１０９】
板圧延，加速冷却後に再加熱を実施しなかった比較例10は，板切断実験で割れが発生した。また，加速冷却後の再加熱における昇温速度が下限を下回った比較例11は，加熱中にベイナイトとマルテンサイト中のセメンタイトが平均で0.7μmまで粗大化した結果，母材シャルピー吸収エネルギー及びDWTT特性が目標を下回った。
【０１１０】
さらに，冷却開始温度が上限を上回った比較例12は，加速冷却前の空冷過程でのフェライト変態が十分でなく，フェライト面積率が１０％を下回った結果，降伏強度が上昇し，低降伏比を達成できなかった。
【０１１１】
また，母材Ｃ量が下限を下回った比較例１３は，母材引張強度が目標を下回った。母材B量が上限を上回った比較例１４は，Bのオーステナイト粒界偏析によりフェライト変態が抑制された結果，鋼のミクロ組織中のフェライト分率が０％となり，降伏強度が上昇し，低降伏比を達成できなかった。
【０１１２】
母材Ca,O,Sで本発明に係るパラメータ式を用いて計算される値が下限を下回った比較例15は，Ca添加によるMnSの形態制御が不十分で，粗大なMnSによる清浄度が劣化した結果，母材シャルピー吸収エネルギーが低下した。
【０１１３】
母材の化学組成で計算されるPcmB値が上限を上回った比較例16は，母材および溶接部で高強度を達成したが，y形溶接割れ試験で割れが発生したため，溶接性が劣化した。
【図面の簡単な説明】
【０１１４】
【図１】内外面1層サブマージアーク溶接を行った溶接鋼管の外面側硬度分布を示す図。
【図２】鋼の低温割れ阻止予熱温度とPcm値の相関図。
【図３】Ｔクロス試験で得られた溶接金属ＨＡＺ硬さとPcmW値の相関図。
【図４】Ｔクロス部を説明する図。
【図５】レーザー・アークハイブリッド溶接法を説明する模式図。
【図６】レーザー・アークハイブリッド溶接継手断面の模式図で、（ａ）は薄肉鋼管の場合で、レーザー・アークハイブリッド溶接による外面一層溶接の場合、（ｂ）は板厚が厚い場合、レーザー・アークハイブリッド溶接による内外面一層溶接の場合、（ｃ）は、内面一層溶接をレーザー・アークハイブリッド溶接、外面は従来のサブマージアーク溶接で一層溶接を行った場合を示す図。
【符号の説明】
【０１１５】
１    Ｔクロス部
２    円周溶接
３    シーム溶接部
３１    外面側溶接金属
３２    内面側溶接金属
４    測定位置
６    レーザートーチ
７    ガスアーク溶接トーチ
８    プール
９    溶接ビード
１０    ハイブリッド溶接部
１１    サブマージアーク溶接部
【図１】
2008248315.tif 000007
【図２】
2008248315.tif 000008
【図３】
2008248315.tif 000009
【図４】
2008248315.tif 000010
【図５】
2008248315.tif 000011
【図６】
2008248315.tif 000012