(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０２０〜０．０６％、Ｂ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｏ：０．００６％以下を含有し、さらに、Ｍｏ：０．０８％以下及びＣｒ：０．５％以下のうちの１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満足することを特徴とするサブマージアーク溶接用鋼板。
（Ｍｏ／１５＋Ｖ／３＋Ｎｂ／２）≦０．０１２  （１）
（Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０）≧０．１０  （２）
ここで、式中の記号は各元素の含有量（質量％）である。なお、含有量が不純物レベルのものについては、含有量を「０」として式に代入する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、サブマージアーク溶接用鋼板に関し、さらに詳しくは、石油や天然ガスを輸送するパイプラインに利用される溶接鋼管の鋼管母材に適したサブマージアーク溶接用鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
石油や天然ガスを輸送するパイプラインでは、輸送効率の向上が求められている。操業圧力を上げれば輸送効率は向上するが、操業圧力を上げるためには、パイプラインを構成する溶接鋼管の強度を上げる必要がある。溶接鋼管の強度を上げる方法には、鋼管素材自体の強度を改善する方法と、溶接鋼管を厚肉化する方法とがある。【０００３】
溶接鋼管の厚肉化により強度を上げた場合、以下の２つの問題が生じる。第１に、溶接鋼管の厚肉化は製管溶接時の大入熱化を招き、これにより溶接熱影響部（Heat Affected Zone：以下、ＨＡＺという）の組織が粗粒化するため、ＨＡＺの靭性が低下する。第２に、厚肉化により塑性拘束が増大するため、ＨＡＺ及び母材の靭性が低下する。したがって、溶接鋼管を厚肉化する場合、ＨＡＺ及び母材の靭性の改善が求められる。特に、寒冷地でパイプラインに使用される溶接鋼管では、低温下における高いＨＡＺ靭性及び母材靭性が求められる。【０００４】
さらに、溶接鋼管では母材だけでなく溶接金属にも高い靭性が求められる。サブマージアーク溶接により製管溶接を実施する場合、母材希釈率が大きい。つまり、母材となるサブマージアーク溶接用鋼板は溶接金属の原料にもなる。そのため、サブマージアーク溶接用鋼板には、低温下における高いＨＡＺ靭性及び母材靭性が求められるとともに、低温下における溶接金属の靭性の確保も求められる。【０００５】
ＨＡＺ靭性の改善策の１つに、酸化物の組成及び分散を制御する方法がある。この方法は、たとえば、特許第３４０８３８５号公報、特許第３３２３４１４号公報に開示されている。この方法では、脱酸元素の配合や投入方法の工夫により、鋼中の酸化物の組成及び分散を制御する。これにより、ＨＡＺ内のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、かつ、冷却時における粒内変態フェライトの生成を促進するため、ＨＡＺ靭性が改善される。上記方法によりＨＡＺ靭性を改善する場合、一般的に、脱酸元素であるＡｌの含有量を制限し、他の脱酸元素であるＴｉを用いる。Ｔｉが酸化物を形成することにより、上述の効果を得ることができるからであり、Ｔｉよりも酸化物を形成する力が強いＡｌを含有すれば、鋼中の酸素がＡｌと結合し、Ｔｉと結合する酸素が減少するからである。【０００６】
しかしながら、これらの方法で製造された鋼板をサブマージアーク溶接により溶接鋼管とした場合、母材のＡｌ含有量が低いために溶接金属中のＡｌ含有量も低くなり、溶接金属の靭性が低くなる。【０００７】
上記方法と異なる他のＨＡＺ靭性の改善方法が「高強度鋼の大入熱ＨＡＺ靭性改善技術の開発」（畑野等ら、溶接構造シンポジウム２００２講演論文集、３２３Ｐ）及び特開２００４−５２１０４号公報に開示されている。これらの文献では、ＨＡＺ靭性の低下はＮｂ炭窒化物の生成によるものとし、母材中のＮｂ含有量を低減又は排除することによりＨＡＺ靭性を向上できるとしている。これらの文献では、Ｎｂ含有量を低減する代わりに、Ｍｏ含有量を０．２％以上（質量％）含有することにより母材強度の低下を抑制している。【０００８】
しかしながらこれらの文献に開示された鋼では、サブマージアーク溶接された場合の溶接金属の低温靭性について評価していない。そのため、ＨＡＺの低温靭性が良好であっても、サブマージアーク溶接により溶接した場合、溶接金属の低温靭性が低くなるおそれがある。また、ＨＡＺは、溶融線の近傍部分だけでなく、母材との境界部分（以下、ＨＡＺ外層部という）でも優れた低温靭性を有する必要があるが、上述の文献では、溶融線近傍部分及びＨＡＺ外層部の両方についての低温靭性を評価していない。そのため、溶融線近傍部分では良好な低温靭性を有するものの、ＨＡＺ外層部では低温靭性が低いおそれもある。
【発明の開示】
【０００９】
本発明の目的は、サブマージアーク溶接により製管された場合、ＨＡＺのうち、溶融線近傍部分及び母材との境界部分で優れた低温靭性を有し、かつ、母材及び溶接金属でも優れた低温靭性を有するサブマージアーク溶接用鋼板を提供することである。
【００１０】
本発明者は、種々の実験及び検討の結果、以下の知見を得た。
【００１１】
（ａ）ＨＡＺ靭性の改善にはＮｂ含有量の低減が有効であるが、Ｎｂ含有量の低減と共に、Ｍｏ含有量及びＶ含有量を低減することが有効である。以下、この点について詳述する。
【００１２】
本発明者らは、Ｎｂ含有量とＭｏ含有量が異なる種々の鋼板を準備し、サブマージアーク溶接により溶接継ぎ手を作製した後、ＨＡＺから試験片を採取して−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。その結果を図１に示す。図１の縦軸は−４０℃の吸収エネルギ（Ｊ）、横軸はＮｂ含有量（質量％である）。図中「●」は後述する表１の試験番号２〜６の鋼板であってＭｏを含有しない鋼板の吸収エネルギである。図中「○」は後述する表１の試験番号７〜９の鋼板であってＭｏを０．０８％含有する鋼板の吸収エネルギである。図１に示すように、ＨＡＺ靭性はＮｂ含有量に依存するだけでなく、Ｍｏ含有量にも大きく依存し、これらの元素の含有量を低くするに従い、吸収エネルギは急速に上昇した。したがって、Ｎｂ含有量だけでなく、Ｍｏ含有量も低減すれば、ＨＡＺの靭性、より具体的には−４０℃以下の靭性を改善できる。ＶもＮｂ及びＭｏと同様の特徴を有するため、ＨＡＺの低温靭性を向上するためには、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶの各含有量及びこれらの総含有量を制限すべきである。
【００１３】
Ｎｂ、Ｍｏ、ＶがＨＡＺ靭性を低下する原因として、以下の事項が考えられる。
【００１４】
（ｉ）これらの元素はＣ、Ｎと結合して炭窒化物を生成するが、生成された炭窒化物が破壊起点となり、ＨＡＺ靭性を低下する。
【００１５】
（ii）これらの元素が、固溶することにより炭素活量に影響し、その結果、ベイナイト組織中の炭化物及び島状マルテンサイトの生成に影響する。さらに、固溶することによりベイナイト組織のラスの形態に影響を与える。
【００１６】
（ｂ）以上の調査により、ＨＡＺ靭性を改善するためには、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶを含有しない方が好ましい。しかしながら、これらの元素のうち、Ｎｂは母材靭性の向上に寄与する。したがって、母材で高い低温靭性を得るためにＮｂを必須元素とし、Ｍｏ及びＶを選択元素とする。
【００１７】
（ｃ）上述のとおり、ＨＡＺ靭性は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの総含有量に依存すると考えられるため、Ｎｂに加えてＭｏ及び／又はＶを含有する場合には、総含有量を制限する必要がある。そこで、総含有量が異なる種々の鋼板を用いてシャルピー衝撃試験を実施し、−４０℃における吸収エネルギを測定した。測定の結果、本発明者らは、以下の式（１）を満たせば、−４０℃における吸収エネルギが１００Ｊを超え、低温下において良好なＨＡＺ靭性が得られることを知見した。
【００１８】
（Ｍｏ／１５＋Ｖ／３＋Ｎｂ／２）≦０．０１５  （１）
【００１９】
ここで、式（１）中の記号は各元素の含有量（質量％）である。
【００２０】
（ｄ）Ｎｂ含有量、Ｍｏ含有量及びＶ含有量が式（１）を満たせば、−４０℃以下の低温においても良好なＨＡＺ靭性が得られる。しかしながら、これらの元素は鋼板の強度の向上に寄与するため、式（１）を満たすことにより鋼板の強度が低下する。したがって、本発明では、これらの元素の代わりに鋼板の強度を改善する元素として、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕを含有し、鋼板の引張強度を５３０ＭＰａ以上にする。本発明ではＭｎを必須元素とし、Ｎｉ及びＣｕを選択元素とする。Ｍｎに加えてＮｉ及び／又はＣｕを含有する場合、以下の式（２）を満たせば、鋼板の引張強度を５３０ＭＰａ以上とすることができる。
【００２１】
（Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０）≧０．０９  （２）
【００２２】
ここで、式（２）中の記号は各元素の含有量（質量％）である。
【００２３】
（ｅ）溶接金属の靭性を向上するために、母材となるサブマージアーク溶接用鋼板にＡｌを必須元素として含有する。溶接時、母材のＡｌが溶接金属内に供給され、酸化物系介在物をアシキュラフェライトが生成しやすい介在物に変える。この介在物を核としてアシキュラフェライトが生成され、溶接金属の靭性が向上する。
【００２４】
（ｆ）ボロン（Ｂ）を不純物元素として制限する。一般的に、Ｂは母材の強度を向上するだけでなく、窒化物を形成してＨＡＺの溶融線の近傍部分（以下、溶融線近傍部という）においてフェライトを微細化し、溶融線近傍部の靭性を向上する。しかしながら、溶接時、Ａｃ３点近傍に加熱されるＨＡＺ外層部では、固溶Ｂにより焼入れ性が過剰に上昇し硬化組織が形成されるため、靭性が低下する。このようなＨＡＺ外層部での靭性の低下を抑制するためには、Ａｌ含有量を制限すればよい。Ｎとの結合力が強いＡｌを制限すれば、ＮがＢと結合し、固溶Ｂが抑制されるためである。しかしながら、本発明では、溶接金属の靭性を向上するためにＡｌを所定量含有する必要がある。そのため、ＨＡＺ外層部の靭性の低下を抑制するために、Ｂを添加せず、不純物としてその含有量を制限する。Ｂを不純物元素として制限するため、Ｂによる溶融線近傍部の靭性の向上は得られないが、上述のとおり、式（１）を満たすようにＮｂ、Ｍｏ、Ｖを制限することで、低温下における溶融線近傍部の靭性を向上することができる。
【００２５】
以上の知見に基づいて、本発明者らは以下の発明を完成した。
【００２６】
本発明によるサブマージアーク溶接用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｏ：０．００６％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。
【００２７】
好ましくは、本発明によるサブマージアーク溶接用鋼板はさらに、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｖ：０．０４％以下、Ｍｏ：０．０８％以下、Ｃｒ：０．５％以下のうちの１種以上を含有し、式（１）及び式（２）を満足する。
【００２８】
（Ｍｏ／１５＋Ｖ／３＋Ｎｂ／２）≦０．０１５  （１）
【００２９】
（Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０）≧０．０９  （２）
【００３０】
ここで、式中の記号は各元素の含有量（質量％）である。なお、式中の各元素のうち、含有量が不純物レベルのものについては、含有量を「０」として式に代入する。
【００３１】
好ましくは、本発明によるサブマージアーク溶接用鋼板はさらに、Ｓｉ：０．３％以下を含有する。
【００３２】
好ましくは、本発明によるサブマージアーク溶接用鋼板はさらに、Ｃａ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｃｅ：０．００５％以下のうちの１種以上を含有する。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】吸収エネルギに対するＮｂ含有量及びＭｏ含有量の影響を示す図である。
【図２】本実施例における溶接継ぎ手から採取されたｖノッチ試験片のノッチ位置を示す模式図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３４】
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。【００３５】
１．化学組成【００３６】
本発明の実施の形態によるサブマージアーク溶接用鋼板は、以下の組成を有する。以降、元素に関する％は質量％を意味する。【００３７】
Ｃ：０．０３〜０．０９％【００３８】
Ｃは、鋼の強度を向上する。しかしながら、過剰なＣの含有は、ＨＡＺ靭性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３〜０．０９％にする。好ましいＣ含有量は、０．０３〜０．０７％である。【００３９】
Ｍｎ：１．５〜２．５％【００４０】
Ｍｎは鋼を脱酸し、かつ、鋼の強度を向上する。また、一般的に強度が上昇するほどＨＡＺ靭性が低下するが、Ｍｎは強度の上昇に対するＨＡＺ靭性の低下を抑えることができる。しかしながら、過剰なＭｎの含有は、中心偏析を助長し、母材の板厚中心部での靭性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は１．５〜２．５％にする。好ましいＭｎ含有量の下限は１．６％であり、さらに好ましくは１．８％である。好ましいＭｎ含有量の上限は２．３％である。【００４１】
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％【００４２】
ＮｂはＨＡＺ靭性を低下するため、ＨＡＺ靭性を向上するためには、Ｎｂ含有量は少ない方が好ましい。しかしながら、Ｎｂは圧延中に再結晶を促進させ、結晶粒を微細化することにより、母材強度を向上し、かつ、母材靭性も向上する。本発明では、高い母材強度及び高い母材靭性を得るために、Ｎｂを必須元素とする。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０２５％にする。好ましいＮｂ含有量は、０．００５〜０．０２０％である。【００４３】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％【００４４】
Ｔｉは微細な炭窒化物を形成し、ＨＡＺの旧オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。これにより、ＨＡＺ靭性を向上する。しかしながら、過剰なＴｉ含有は、ＨＡＺ靭性を低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２％にする。好ましいＴｉ含有量は０．００５〜０．０１５％である。【００４５】
Ａｌ：０．０１〜０．０６％【００４６】
Ａｌは溶接金属の靭性を向上する。溶接金属の靭性を確保するためには、溶接金属中のＡｌ含有量とＯ（酸素）含有量とのバランスが重要である。具体的には、Ａｌ酸素比率（＝Ａｌ含有量／Ｏ含有量）が０．４〜１．０程度になるのが好ましく、最適値は０．７である。【００４７】
溶接時、母材中のＡｌは溶接金属に供給され、酸化物系介在物をアシキュラフェライトが生成しやすい介在物に変える。この介在物を核としてアシキュラフェライトが生成され、溶接金属の靭性が向上する。しかしながら、過剰なＡｌの含有は、酸化物の組成、構造を変化させ、アシキュラフェライトの生成を阻害する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１〜０．０６％にする。好ましいＡｌ含有量は０．０２５〜０．０４５％である。【００４８】
Ｂ：０．０００５％以下【００４９】
本発明においてＢは不純物である。Ｂは母材の強度を向上するだけでなく、ＨＡＺの溶融線近傍部の粗粒化を抑制し、靭性を向上する。しかしながら、Ｂは、溶接時にＡｃ３点近傍に加熱されるＨＡＺ外層部で、焼入れ性の過剰な上昇を引き起こす。これにより、ＢはＨＡＺ外層部を硬化してＨＡＺ外層部の靭性を低下する。【００５０】
ＨＡＺ外層部での焼入れ性の過剰な上昇を抑制するためには、ＢをＮと結合し、固溶Ｂを減少させることが有効であり、ＢをＮと結合させるために、Ｎとの結合力の強いＡｌ含有量をできるだけ低減する必要がある。しかしながら、本発明では、溶接金属の靭性を高めるためにＡｌは必須元素であるため、Ａｌ含有量を低減できない。したがって、本発明鋼ではＢを不純物としてその含有量をできるだけ制限し、ＨＡＺ外層部の靭性の低下を抑制する。具体的には、Ｂ含有量を０．０００５％以下とする。【００５１】
Ｎ：０．００１〜０．００８％【００５２】
ＮはＴｉと結合しＴｉＮを形成し、ＨＡＺ組織を微細化し、これによりＨＡＺ靭性を向上する。しかしながら、過剰なＮの含有は固溶窒素を増大し、ＨＡＺ靭性を低下する。したがって、Ｎ含有量を０．００１〜０．００８％にする。好ましいＮ含有量は０．００１〜０．００６％である。【００５３】
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｏ：０．００６％以下【００５４】
Ｐ、Ｓ、Ｏはいずれも不純物である。これらの含有量はなるべく低い方が好ましい。具体的には、Ｐ含有量を０．０１５％以下、Ｓ含有量を０．０１５％以下、Ｏ含有量を０．００６％以下にする。【００５５】
なお、残部はＦｅ及び不純物である。【００５６】
本発明によるサブマージアーク溶接用鋼板はさらに、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒのうちの１種以上を含有する。これらの元素は共通して鋼の強度を向上する。【００５７】
Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：１．５％以下【００５８】
Ｃｕ及びＮｉはいずれも選択元素である。これらの元素は鋼の強度を向上する。しかしながら、これらの元素の過剰な含有は、スラブ品質を劣化する。したがって、Ｃｕ含有量を０．６％以下とし、Ｎｉ含有量を１．５％以下にする。好ましいＣｕ含有量の下限は０．１％であり、好ましいＮｉ含有量の下限は０．１％である。ただし、これらの下限よりも低い含有量であっても、上述の効果をある程度得ることができる。【００５９】
Ｖ：０．０４％以下【００６０】
Ｖは選択元素である。Ｖは母材の強度を向上する。しかしながら、上述のとおり、ＶはＨＡＺ靭性を低下する。したがって、強度の向上を目的に含有させる場合であっても、その含有量を低くすべきである。具体的には、Ｖ含有量を０．０４％以下にする。好ましいＶ含有量は０．０３％以下である。好ましいＶ含有量の下限は０．０１％であるが、この下限未満の含有量であっても母材強度をある程度改善する。【００６１】
Ｍｏ：０．０８％以下【００６２】
Ｍｏは選択元素である。Ｍｏは母材の強度を向上する。しかしながら、上述のとおり、ＭｏはＨＡＺ靭性を低下する。したがって、強度の向上を目的に含有させる場合であっても、その含有量を低くすべきである。具体的には、Ｍｏ含有量を０．０８％以下にする。好ましいＭｏ含有量は０．０５％以下である。好ましいＭｏ含有量の下限は０．０２％であるが、この下限未満の含有量であっても母材強度をある程度改善する。【００６３】
Ｃｒ：０．５％以下【００６４】
Ｃｒは選択元素である。Ｃｒは焼入れ性を向上し、母材の強度を向上する。しかしながら、過剰なＣｒの含有は、スラブ品質を劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は０．５％以下にする。好ましいＣｒ含有量の下限は０．１％であるが、この下限未満の含有量であっても母材強度をある程度改善する。【００６５】
本発明によるサブマージアーク溶接用鋼板はさらに、以下の式（１）及び（２）を満たす。【００６６】
（Ｍｏ／１５＋Ｖ／３＋Ｎｂ／２）≦０．０１５  （１）【００６７】
（Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０）≧０．０９  （２）【００６８】
［式（１）について］【００６９】
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖはいずれもフェライト安定化元素であり、母材の強度を向上する。しかしながら、上述のとおり、これらの元素はＨＡＺ靭性を劣化するため、本発明ではこれらの含有量を制限し、ＨＡＺ靭性の劣化を抑制する。具体的には、式（１）の左辺＝Ｐαとすれば、Ｐα≦０．０１５（％）にする。好ましくはＰα≦０．０１２（％）である。なお、本発明ではＨＡＺの溶融線近傍部の靭性の向上に寄与するＢを不純物として排除するが、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖを式（１）を満たす含有量とすることにより、溶融線近傍部の靭性を確保する。【００７０】
［式（２）について］【００７１】
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉはいずれもオーステナイト安定化元素であり、上述のとおり母材の強度を向上する。さらに、これらの元素は強度の上昇に対するＨＡＺ靭性の低下を抑えることができる。したがって、母材強度を向上し、ＨＡＺ靭性を維持するために、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの代替として含有させることができる。式（２）の左辺＝Ｐγとすれば、Ｐγ≧０．０９（％）とする。好ましくは、Ｐγ≧０．１０（％）である。【００７２】
本発明によるサブマージアーク溶接用鋼板はさらに、必要に応じてＳｉを含有する。【００７３】
Ｓｉ：０．３％以下【００７４】
Ｓｉは選択元素である。Ｓｉは鋼の脱酸に寄与する。しかしながら、過剰なＳｉの含有は島状マルテンサイトを増加し、その結果、ＨＡＺ靭性を低下する。したがって、Ｓｉ含有量を０．３％以下にする。好ましくいＳｉ含有量は０．２％以下である。好ましいＳｉ含有量の下限は０．０５％であるが、この下限未満の含有量であっても、鋼の脱酸にある程度寄与する。【００７５】
本発明によるサブマージアーク溶接用鋼板はさらに、必要に応じてＣａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃｅのうちの１種以上を含有する。これらの元素は共通して母材の機械的特性を改善する。【００７６】
Ｃａ：０．００５％以下【００７７】
Ｚｒ：０．００５％以下【００７８】
Ｍｇ：０．００５％以下【００７９】
Ｃｅ：０．００５％以下【００８０】
Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃｅはいずれも選択元素である。これらの元素は母材中の硫化物や酸化物といった介在物の形態を制御し、母材の機械的特性、たとえば耐ＨＩＣ性を向上する。しかしながら、これらの元素の過剰な含有は、粗大な介在物を生成し、母材の機械的特性を低下する。したがって、これらの元素含有量の上限値を０．００５％にする。これらの元素含有量の好ましい下限は、それぞれ０．００１％である。ただし、これらの元素の含有量が下限未満であっても、上述の効果をある程度得ることができる。
２．製造方法【００８１】
上記化学組成の鋼を溶製し、周知の方法により精錬する。精錬された溶鋼を連続鋳造法によりスラブにする。又は、溶鋼を造塊法によりインゴットにする。【００８２】
スラブやインゴットを熱間加工してサブマージアーク溶接用鋼板にする。このとき、周知の圧延方法及び熱処理方法により、鋼板の引張強さを５３０ＭＰａ以上にする。たとえば、周知の制御圧延及び加速冷却方法により鋼板の引張強さを５３０ＭＰａ以上にする。鋼板の強度をより高める場合、水冷停止温度をより低温にする。【００８３】
以上の製造方法により、本発明によるサブマージアーク溶接用鋼板を製造できる。
【実施例１】
【００８４】
表１に示す化学組成を有する鋼板を製造し、サブマージアーク溶接を施し、溶接部の低温靭性を調査した。
【表１】
0005137032.tif 000002
【００８５】
表１に示す化学組成を有する鋼材を準備した。なお、各試験番号のＰ含有量、Ｓ含有量、Ｏ含有量はいずれも本発明の範囲内であった。準備した鋼材を１５０ｋｇ容量の小型真空溶解炉で溶解し、インゴットを製造した。製造したインゴットを１１５０℃で２時間加熱した後、鍛造により高さ１５０ｍｍ、幅１３０ｍｍ、長さ１３０ｍｍの鋼片にした。鍛造時の素材温度は９００〜１１５０℃であった。製造した鋼片を１１００℃で加熱した後、圧延により鋼板にした。圧延により、試験番号１〜１６の鋼板の板厚を３５ｍｍ、鋼番号１７〜２０の板厚を３２ｍｍ、鋼番号２１及び２２の板厚を２７ｍｍにした。仕上げ圧延時の素材温度は約７８０℃であった。【００８６】
圧延後、各鋼板を水冷した。水冷開始温度は７５０±３０℃であり、水冷停止温度は５００±３０℃であった。【００８７】
［母材の強度及び靭性調査］【００８８】
母材強度を調査するために、各鋼板の板厚中央部から、圧延方向と垂直な方向にＪＩＳＺ２２０１で規定される１０号試験片を採取した。採取した試験片を用いて常温で引張試験を実施し、各鋼板の引張強度を測定した。【００８９】
さらに、母材靭性を調査するために、各鋼板から、圧延方向と垂直な方向にＪＩＳＺ２２０２で規定されるＶノッチ試験片を採取した。採取した試験片を用いてシャルピー衝撃試験を実施し、各鋼板の破面遷移温度を測定した。【００９０】
［溶接部靭性調査］【００９１】
大径鋼管のシーム溶接を模擬して、各試験番号の鋼板に対してサブマージアーク溶接を実施した。各試験番号の鋼板を２枚準備し、準備した各鋼板の側面を互いに突き合わせ、上面及び下面の両面から各１層のサブマージアーク溶接を実施した。実際のシーム溶接における内面溶接に相当する初層溶接を３電極（ＤＣ−ＡＣ−ＡＣ）で実施し、実際のシーム溶接における外面溶接にする相当する２層目の溶接を４電極（ＤＣ−ＡＣ−ＡＣ−ＡＣ）で実施した。【００９２】
溶接入熱量は板厚に応じて変化させた。具体的には、板厚３５ｍｍ（試験番号１〜１６）の鋼板の溶接入熱量を９．１ｋＪ／ｍｍとし、板厚３２ｍｍ（試験番号１７〜２０）の鋼板の溶接入熱量を８．０ｋＪ／ｍｍとし、板厚２７ｍｍ（試験番号２１及び２２）の鋼板の溶接入熱量を５．５ｋＪ／ｍｍとした。【００９３】
サブマージアーク溶接には、日鐵住金溶接工業株式会社製の直径４ｍｍの溶接ワイヤＷ８０及びＷ３６を使用した。表２に各溶接ワイヤの対応するＡＷＳ規格及びＪＩＳ規格を示す。３電極のサブマージアーク溶接では、各電極に対応するワイヤをそれぞれＷ８０、Ｗ３６、Ｗ３６とし、４電極のサブマージアーク溶接では、各電極に対応するワイヤをそれぞれＷ８０、Ｗ８０、Ｗ３６、Ｗ３６とした。サブマージアーク溶接時には表３に示す化学成分の溶融型フラックスを使用した。
【表２】
0005137032.tif 000003
【表３】
0005137032.tif 000004
【００９４】
サブマージアーク溶接により作製された溶接継ぎ手の溶接部からＪＩＳＺ２２０２で規定された複数のシャルピー試験片を採取した。具体的には、図２に示すように、ノッチ位置を溶接金属１０の中央（図中符号１）とした試験片（以下、ＷＭ試験片という）と、ノッチ位置を溶融線近傍部（図中符号２）とした試験片（以下、Ｔ−ＨＡＺ試験片という）と、ノッチ位置をＨＡＺ２０の外層部（図中符号３）とした試験片（以下、Ｖ−ＨＡＺ試験片という）とを、それぞれ６本ずつ採取した。本実施例において、溶融線近傍部は、溶接金属１０とＨＡＺ２０との比が１：１となる位置（図中Ｌ１＋Ｌ３≒Ｌ２）とした。また、ＨＡＺ外層部は、母材３０とＨＡＺ２０との比が１：１となる位置（図中ｌ１＋ｌ３≒ｌ２）とした。【００９５】
各試験片（ＷＭ、Ｔ−ＨＡＺ、Ｖ−ＨＡＺ試験片）を用いて、ＪＩＳＺ２２４２に基づいて−４０℃にてシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギを求めた。ＷＥＳ２８０５に準拠して、各試験片において、試験で得られた６つの吸収エネルギ値のうち、２番目に小さい吸収エネルギ値で溶接金属及びＨＡＺ（溶融線近傍部及びＨＡＺ外層部）の靭性を評価した。２番目に小さい値の吸収エネルギが１００Ｊ以上の場合、靭性が良好であると判断した。【００９６】
［調査結果］【００９７】
調査結果を表４に示す。
【表４】
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【００９８】
表４中、「ＹＳ」は母材の降伏応力（ＭＰａ）であり、「ＴＳ」は母材の引張強度（ＭＰａ）である。「ｖＴｓ」は母材の破面遷移温度（℃）である。また、「Ｔ−ＨＡＺ」、「Ｖ−ＨＡＺ」、「ＷＭ」には、それぞれ該当する試験片の−４０℃シャルピー衝撃試験に基づく靭性の評価結果を示す。表中の「○」印は、吸収エネルギが１００Ｊ以上であり、靭性が良好であったことを示す。表中「×」印は、吸収エネルギが１００Ｊ未満であり、靭性が不良であったことを示す。【００９９】
表１及び表２を参照して、試験番号４、５、９、１８、１９、２１、２２の鋼板の化学組成及びＰα、Ｐγの値は本発明の範囲内であった。そのため、これらの鋼板（母材）の引張強さは５３０ＭＰａ以上であった。さらに、破面遷移温度は−１００℃以下であり、高い母材靭性を示した。また、ＷＭ試験片、Ｔ−ＨＡＺ試験片及びＶ−ＨＡＺ試験片の吸収エネルギはいずれも１００Ｊを超え、溶接金属、溶融線近傍部及びＨＡＺ外層部のいずれにおいても良好な靭性を示した。【０１００】
一方、試験番号１の鋼板では、Ｖ及びＮｂの総含有量が多く、Ｐαが本発明の範囲外となった。そのため、Ｔ−ＨＡＺ試験片の吸収エネルギが１００Ｊ未満となった。試験番号２、３、７及び２０は、Ｎｂ含有量が本発明の上限を超えた。そのため、Ｔ−ＨＡＺ試験片の吸収エネルギが１００Ｊ未満であった。【０１０１】
試験番号６の鋼板は、Ｎｂ含有量が本発明の下限値未満であった。そのため、鋼板の破面遷移温度は−１００℃以上であり、母材靭性が低かった。また、引張強さも５３０ＭＰａ未満となった。【０１０２】
試験番号８及び１０の鋼板は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの各々の含有量は本発明の範囲内であるものの、Ｐαが本発明の範囲外となった。そのため、Ｔ−ＨＡＺ試験片の吸収エネルギが１００Ｊ未満となった。【０１０３】
試験番号１１の鋼板は、Ａｌを除くその他の元素の含有量は試験番号５の鋼板とほぼ同等であったものの、Ａｌ含有量が本発明の下限未満であった。そのため、ＷＭ試験片の吸収エネルギが１００Ｊ未満となり、溶接金属の靭性が低かった。【０１０４】
試験番号１２の鋼板は、Ｂ含有量が本発明の上限を超えた。このため、Ｖ−ＨＡＺ試験片の吸収エネルギが１００Ｊ未満となり、溶接熱影響部の靭性が低かった。【０１０５】
試験番号１３の鋼板は、Ｂ含有量が本発明の上限を超えたものの、Ａｌ含有量が本願発明の下限未満であったため、Ｖ−ＨＡＺ試験片の吸収エネルギは１００Ｊを超えた。しかしながら、Ａｌ含有量が少ないため、ＷＭ試験片の吸収エネルギが１００Ｊ未満となり、溶接金属の靭性が低かった。【０１０６】
試験番号１４の鋼板は、Ｍｎ含有量が本発明の下限未満であった。そのため、Ｔ−ＨＡＺ試験片の吸収エネルギが１００Ｊ未満となった。試験番号１５の鋼板は、Ｃ含有量が本発明の上限を超えた。そのため、Ｔ−ＨＡＺ試験片の吸収エネルギが１００Ｊ未満となった。【０１０７】
試験番号１６の鋼板は、Ｐγが本発明の範囲外であった。そのため、強度の上昇に対するＨＡＺ靭性の低下を抑えることができず、Ｔ−ＨＡＺ試験片の吸収エネルギが１００Ｊ未満となった。【０１０８】
試験番号１７の鋼板は、Ｐαは本発明の範囲内であるものの、Ｍｏ含有量が本発明の上限を超えた。そのため、Ｔ−ＨＡＺ試験片の吸収エネルギが１００Ｊ未満となった。【０１０９】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
【産業上の利用可能性】
【０１１０】
本発明によるサブマージアーク溶接用鋼板は、溶接鋼管の母材として広く利用可能であり、特に、パイプラインなどに用いられるＵＯＥ大径管の母材として利用可能である。
【図１】
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【図２】
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