(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．２％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
を含有し、更に、
Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
の一種または二種以上を含有し、
下記式（１）で計算されるＰＣＭ値（質量％）が０．１２≦ＰＣＭ≦０．２０を満足し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる母材部と、
内外面から１層ずつ溶接した鋼管のシーム溶接部における旧オーステナイト粒径が５０μｍ以上となる溶接熱影響部のミクロ組織において、平均粒径5μｍ以下のベイニティックフェライトの、ラス内および/またはラス間にセメンタイトを主体とする炭化物が析出したベイナイトが面積率で少なくとも５０％存在し、残部が島状マルテンサイトおよび/またはラス間のセメンタイトを含む上部ベイナイトあるいはマルテンサイトあるいはパーライトあるいはそれらの混合組織である縦シーム溶接継手を有することを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０MPa以上７６０MPa以下の低温用高強度溶接鋼管。
ＰＣＭ（質量％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ…（１）
但し、各元素は含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
母材部が、更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０MPa以上７６０MPa以下の低温用高強度溶接鋼管。
【請求項３】
前記溶接熱影響部の硬さが下記式（２）を満たすことを特徴とする請求項１または２記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０MPa以上７６０MPa以下の低温用高強度溶接鋼管。
２００≦Ｈｖ（９８Ｎ）≦３００  …（２）
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれか一つに記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０MPa以上７６０MPa以下の低温用高強度鋼管の製造方法であって、素材鋼板を筒状に成形し、その突合せ部を内外面から１層ずつ溶接する際の内外面それぞれの溶接入熱が８０ｋJ/ｃｍ以下であり、外面側および内面側の入熱バランスが下記式（３）を満たすことを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０MPa以上７６０MPa以下の低温用高強度溶接鋼管の製造方法。
内面入熱≦外面入熱  …（３）
【請求項５】
鋼管の長手方向に内外面から１層ずつ溶接した後、０．４％以上２．０％以下の拡管率にて拡管することを特徴とする請求項４記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０MPa以上７６０MPa以下の低温用高強度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、天然ガスや原油の輸送用として好適な、管厚が５０ｍｍ以下で、引張強度が５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高強度溶接鋼管に関する。
【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溶接鋼管は、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、既にＸ１００グレードの鋼管が実用化されている。また、引張強度９００ＭＰａを超えるＸ１２０グレードの鋼管についても具体的検討の段階となっている。
【０００３】
このような高強度溶接鋼管の溶接熱影響部靭性に関し、例えば特許文献１には、最終溶接後、溶接部の冷却速度が６００℃から４００℃まで少なくとも１℃／ｓ以上で冷却することによって、溶接熱影響部粗粒域の上部ベイナイト組織中の島状マルテンサイト（ＭＡ）量を低減し、ＨＡＺの高靭性化を図ることが記載されている。
【０００４】
特許文献２には、溶接熱影響部のミクロ組織を下部ベイナイトとして、靭性を向上させるため、シーム部の仮付けを除去した後外面側の溶接を行うことにより、溶接入熱を小入熱とした溶接鋼管の製造方法が記載されている。
【特許文献１】特開２００４−９９９３０号公報
【特許文献２】特許第３７０２２１６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１が対象とする溶接鋼管は、引張り強さが８００ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管に関するもので、引張強度が５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下でかつＰＣＭが低い成分を母材とする鋼管についての製造指針は得られていない。
【０００６】
また、特許文献２記載の方法は、溶接熱影響部のミクロ組織を完全に下部ベイナイト組織とするため、ＰＣＭの範囲を非常に狭い範囲に限定することが必要で、製造安定性が懸念される。
【０００７】
そこで、本発明は上述した問題点を解決すべく、縦シーム溶接部の溶接熱影響部の低温靭性に優れた引張り強さが５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下の低温用高強度溶接鋼管を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者等は、管厚が５０ｍｍ以下で、引張り強さが５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下の溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高強度溶接鋼管を開発するため、鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
（１）溶接熱影響部において靭性が最も低下する部位（ＬＢＺ：Ｌｏｃａｌ  Ｂｒｉｔｔｌｅ  Ｚｏｎｅ）は、外面側はボンド近傍のＣＧＨＡＺ組織で、内面側のＲｏｏｔ部は内面のＣＧＨＡＺ組織が２相域（Ac1〜Ac3点）に再加熱されるＩＣＣＧＨＡＺ組織で、いずれもＨＡＺ粗粒域（溶融線近傍の旧オーステナイト粒径が５０μｍ以上となる領域：Ｃｏａｒｓｅ−ｇｒａｉｎ  ＨＡＺ、以後ＣＧＨＡＺ）を前組織とする。なお、Ｒｏｏｔ部とは内面溶接金属と外面溶接金属がクロスする会合部近傍を指す。
（２）ＣＧＨＡＺのミクロ組織は、外面側や内面側によらず、母材のＰＣＭ値と、溶接後の冷却において、γ‐α相変態する８００℃から５００℃の温度域の冷却速度との組合せによって、硬質の島状マルテンサイト（ＭＡ）やセメンタイトをラス間に大量に含む上部ベイナイト組織や、強度の高いマルテンサイト組織を一定分率以下に抑制し、円相当径5μｍ以下のベイニティックフェライトのラス内および/またはラス間にセメンタイトを主体とする炭化物が析出したベイナイト（ＭＡフリーのベイナイト）を主体とすると最も靭性が向上する。
（３）特にベイニティックフェライトのラス界面でのＭＡ生成を抑制するためには、Ｓｉを低減することとＢを適正量添加することが有効である。
【０００９】
本発明は上記知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．２％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ：０．００５％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
を含有し、更に、
Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
の一種または二種以上を含有し、
下記式（１）で計算されるＰＣＭ値（質量％）が０．１２≦ＰＣＭ≦０．２０を満足し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる母材部と、
内外面から１層ずつ溶接した鋼管のシーム溶接部における旧オーステナイト粒径が５０μｍ以上となる溶接熱影響部のミクロ組織において、平均粒径5μｍ以下のベイニティックフェライトの、ラス内および/またはラス間にセメンタイトを主体とする炭化物が析出したベイナイトが面積率で少なくとも５０％存在し、残部が島状マルテンサイトおよび/またはラス間のセメンタイトを含む上部ベイナイトあるいはマルテンサイトあるいはパーライトあるいはそれらの混合組織である縦シーム溶接継手を有することを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０MPa以上７６０MPa以下の低温用高強度溶接鋼管。
ＰＣＭ（質量％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ…（１）
但し、各元素は含有量（質量％）を示す。
２．母材部が、更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする１記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０MPa以上７６０MPa以下の低温用高強度溶接鋼管。
３．前記溶接熱影響部の硬さが下記式（２）を満たすことを特徴とする１または２記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０MPa以上７６０MPa以下の低温用高強度溶接鋼管。
２００≦Ｈｖ（９８Ｎ）≦３００  …（２）
４．１乃至３のいずれか一つに記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０MPa以上７６０MPa以下の低温用高強度鋼管の製造方法であって、素材鋼板を筒状に成形し、その突合せ部を内外面から１層ずつ溶接する際の内外面それぞれの溶接入熱が８０ｋJ/ｃｍ以下であり、外面側および内面側の入熱バランスが下記式（３）を満たすことを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０MPa以上７６０MPa以下の低温用高強度溶接鋼管の製造方法。
内面入熱≦外面入熱  …（３）
５．鋼管の長手方向に内外面から１層ずつ溶接した後、０．４％以上２．０％以下の拡管率にて拡管することを特徴とする４記載の溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０MPa以上７６０MPa以下の低温用高強度溶接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、縦シーム溶接部の溶接熱影響部の靭性に優れた、５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下の引張強度を有する低温用高強度溶接鋼管が得られ、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明では、母材の成分組成、鋼管の長手方向に内外面から１層ずつ溶接した鋼管のシーム溶接部における溶融線近傍の旧オーステナイト粒径が５０μｍ以上となる溶接熱影響部のミクロ組織を規定する。
［母材の成分組成］
以下の説明において％は質量％とする。
【００１２】
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する。この効果を得るためには０．０３％以上の添加が必要であるが、０．１２％を超えて添加すると、鋼管の円周溶接部の硬度上昇が著しくなり、溶接低温割れが発生しやすくなるため、上限を０．１２％とする。
【００１３】
Ｓｉ：０．０１〜０．２％
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、０．０１％未満ではその効果が殆ど得られない。一方、Ｓｉを０．２％を超えて添加すると溶接入熱が高い場合、溶接熱影響部の靭性にとって有害なＭＡを多量に含む上部ベイナイトの生成が顕著となるため、上限を０．２％とする。なお、好適な範囲は０．０１％以上０．１２％未満である。
【００１４】
Ｍｎ：１．２〜２．２％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。１．２％以上の添加によりその効果が得られるが、連続鋳造プロセスでは中心偏析部での濃度上昇が著しく、２．２％を超える添加を行うと、中心偏析部での遅れ破壊の原因となるため、上限を２．２％とする。
【００１５】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０１％以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが、０．０８％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し、靱性劣化の原因となるため、上限を０．０８％とする。
【００１６】
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、９５０℃以下を未再結晶領域とするため、０．０１％以上添加する。一方、０．０８％を超えて添加すると、ＨＡＺの靱性を著しく損ねることから上限を０．０８％とする。
【００１７】
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、析出したＴｉＮはピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材、溶接熱影響部の靱性向上に寄与する。当該ピンニング効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であるが、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するため、上限を０．０２５％とする。
【００１８】
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは通常鋼中の不可避不純物として存在するが、Ｔｉ添加により、ＴｉＮを形成する。ＴｉＮによるピンニング効果で、オーステナイト粒の粗大化を抑制するために０．００１％
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
Ｂは溶接熱影響部においてオーステナイト粒界に偏析し、焼入性を高める効果があり、合金量の少ない成分組成でベイニティックフェライトを構成するラスの内部あるいはラス間に微細なセメンタイトが析出したＭＡを含まないベイナイトの生成を容易にする。
【００１９】
この効果は０．０００３％以上０．００２０％以下の添加で顕著であり、０．００２０％を超えて添加すると、Ｂ系の炭化物や窒化物が大量に生成し靭性が低下するようになるため、上限を０．００２０％とする。なお、好適な範囲は０．０００５％以上０．００１５％以下である。
【００２０】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの一種または二種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、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、または二種以上を添加する。
【００２１】
Ｃｕ：０．０１〜１％
Ｃｕは、０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。しかし、１％以上の添加を行うと、靱性劣化が生じるため、添加する場合は上限を１％とし、０．０１〜１％とする。
【００２２】
Ｎｉ：０．０１〜１％
Ｎｉは、０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。特に、多量に添加しても靱性劣化を生じないため、強靱化に有効であるが、高価な元素であるため、添加する場合は上限を１％とし、０．０１〜１％とする。
【００２３】
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｃｒもまた０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。一方、１％を超えて添加すると、靱性が劣化するため、添加する場合は上限を１％とし、０．０１〜１％とする。
【００２４】
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｍｏもまた０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。一方、１％を超えて添加すると、靱性が劣化するため、添加する場合は、上限を１％とし、０．０１〜１％とする。
【００２５】
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。０．０１％以上の添加によりこの効果が得られるが、０．１％を超えて添加すると、析出強化が著しく靱性が低下するため、添加する場合は、上限を０．１％とする。
【００２６】
Ｏ：０．００５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下
本発明でＯ、Ｐ、Ｓは不可避的不純物であり含有量の上限を規定する。Ｏは、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成を抑制するため、０．００５％以下とする。Ｐは、含有量が多いと中央偏析が著しく、母材靭性が劣化するため、０．０１５％以下とする。Ｓは、含有量が多いとＭｎＳの生成量が著しく増加し、母材の靭性が劣化するため、０．００３％以下とする。
【００２７】
ＰＣＭ（質量％）：０．１２〜０．２０
ＰＣＭ（質量％）はＣ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表す溶接割れ感受性指数で、各元素は含有量（質量％）とし、含有しない元素は０とする。
【００２８】
本発明では、鋼管の引張強度：５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下を達成するためＰＣＭ（質量％）を０．１２以上０．２０以下とする。
【００２９】
以上が本発明に係る鋼の基本成分組成であるが、溶接部の靭性を更に向上させる場合、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇの一種または二種以上を添加する。
【００３０】
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇ
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇは鋼中で酸硫化物あるいは炭窒化物を形成し、主に溶接熱影響部におけるオーステナイト粒粗大化をピンニング効果で抑制し、靱性を向上させる目的で添加してもよい。
【００３１】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
製鋼プロセスにおいて、Ｃａ添加量が０．０００５％未満の場合、脱酸反応支配でＣａＳの確保が難しく靱性改善効果が得られないので、Ｃａの下限を０．０００５％とする。
【００３２】
一方、Ｃａ添加量が０．０１％を超えた場合、粗大ＣａＯが生成しやすくなり、母材を含めて靱性が低下し、取鍋のノズル閉塞の原因となり、生産性を阻害するため、上限は０．０１％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０１％とする。
【００３３】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭは鋼中で酸硫化物を形成し、０．０００５％以上添加することで溶接熱影響部の粗大化を防止するピンニング効果をもたらす。しかし、高価な元素であり、かつ０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するため、上限を０．０２％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０２％とする。
【００３４】
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し、とくに溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０３％を超えて添加すると、鋼中の清浄度が著しく低下し、靱性が低下するようになるため、上限を０．０３％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０３％とする。
【００３５】
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇは製鋼過程で鋼中に微細な酸化物として生成し、特に、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０１％を超えて添加すると、鋼中の清浄度が低下し、靱性が低下するようになるため、上限を０．０１％とし、添加する場合は、０．０００５〜０．０１％とする。
【００３６】
なお、上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【００３７】
［母材製造方法］
本発明では、上述した成分組成を有する鋼を、常法により熱間圧延後、加速冷却を行って所定の板厚と強度の鋼板とする。板厚によっては強度、靭性などの機械的性質が所望の値となるように、同一ライン上（インライン）で高周波加熱焼戻しを行う。
【００３８】
具体的には、例えば、上述した成分組成を有する鋼を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、６００℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以上６００℃以下の温度まで加速冷却する。
【００３９】
尚、本発明では鋼管の引張強度が５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下となるように鋼板の板厚に応じて、０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５００〜７５０℃まで再加熱処理を施す。
［鋼管の製造条件］
本発明に係る鋼管は、上述した鋼材（以下、母材）を、通常のＵＯＥ鋼管製造プロセスで製造する。
【００４０】
シーム溶接は、仮付溶接後，鋼管の内面（ｂａｃｋ側），外面（ｆｉｎａｌ側）を1層ずつ入熱８０ｋJ/ｃｍ以下の多電極サブマージアーク溶接で行う。８０ｋJ/cm以下の入熱で（３）式を満たす内外面入熱バランスに制御することで、−３０℃以下の低温でも安定した継手ＨＡＺ靱性が得られる。
【００４１】
継手ＨＡＺにおいて、外面側ではボンド近傍のＣＧＨＡＺ組織で靭性が最も低く、内面側ではＲｏｏｔ部のＣＧＨＡＺ組織が外面側のシーム溶接により２相域（Ac1〜Ac3点）に再加熱されるＩＣＣＧＨＡＺ組織が最も低い。
【００４２】
そして、継手ＨＡＺで靱性の最も劣化するＬＢＺ（Ｌｏｃａｌ  Ｂｒｉｔｔｌｅ  Ｚｏｎｅ）は内面側のＩＣＣＧＨＡＺ組織となるため、本発明では、外面側と内面側のシーム溶接の入熱を式（３）を満たすように設定して、内面側のＩＣＣＧＨＡＺ組織の前組織となるCGHAZ部のγ粒粗大化を抑制する。
【００４３】
内面入熱≦外面入熱  …（３）
更に、本発明では、外面側および内面側のシャルピー試験（切欠き位置：ＦＬ，試験温度ー３０℃）で安定して、１００Ｊ以上の衝撃値が得られるように、外面側と内面側のシーム溶接の入熱を８０ｋJ/cm以下の入熱とする。入熱は、ＨＡＺ靭性の観点から小さいほど良いため下限は設定しない。但し、内外面一層溶接が可能な入熱とする。なお、安定的に確保とは、−３０℃以下の試験温度で試験本数１００回以上のシャルピー試験において累積破損確率が1%以下となることを意味する。
【００４４】
シーム溶接で用いるフラックスは特に制限はなく、溶融型であっても焼成型であってもかまわない。また、必要に応じ、溶接前予熱、あるいは溶接後熱処理を行う。シーム溶接後、要求される真円度に応じて、０．４％以上２．０％以下の拡管率にて拡管を行う。
【００４５】
［ミクロ組織］
上述した成分組成の母材と溶接条件の組み合わせにより、シーム溶接部における溶融線近傍の旧オーステナイト粒径が５０μｍ以上となる溶接熱影響部のミクロ組織において、平均粒径5μｍ以下のベイニティックフェライトの、ラス内および/またはラス間にセメンタイトを主体とする炭化物が析出したベイナイト（ＭＡフリーのベイナイト）の面積率が少なくとも５０％存在し、残部が、島状マルテンサイト（ＭＡ）および/またはラス間のセメンタイトを含む上部ベイナイトあるいはマルテンサイトあるいはパーライトあるいはそれらの混合組織が得られる。
【００４６】
ミクロ組織の同定は、鋼管の外面側の表面から板厚方向に６ｍｍの位置での溶融線近傍を走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）でランダムに１０視野以上観察して行う。
【００４７】
また、ベイニティックフェライトの平均粒径は、光学顕微鏡での観察により、１００個以上の粒の平均値をとる。尚、溶融線近傍で旧オーステナイト粒径が５０μｍ以上となる溶接熱影響部のＣＧＨＡＺは鋼管の外面側および、外面溶接前の内面側のＦＬ近傍で観察される。
【００４８】
溶融線近傍の旧オーステナイト粒径が５０μｍ以上となる溶接熱影響部において、上記ミクロ組織の場合、ビッカース硬さ（荷重：９８Ｎ）が、２００≦Ｈｖ（９８Ｎ）≦３００となり、所望の継手強度、靭性が得られる。なお、溶接熱影響部の硬さは、荷重９８Ｎにてビッカース硬度を１０点以上測定し、その平均値とする。
【実施例】
【００４９】
表１に示す化学組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造によって２２０ｍｍ厚の鋳片とした後、表２に示す熱間圧延、加速冷却、再加熱条件で板厚２５〜３２ｍｍの鋼板Ａ〜Jを製造した。焼戻し処理として、加速冷却設備と同一ライン上に設置した誘導加熱型の加熱装置で再加熱処理を行った。
【００５０】
得られた鋼板は通常のＵＯＥ管製造装置でＵプレス、Ｏプレスによって成形した後、鋼管の内面および外面をサブマージアーク溶接でシーム溶接し、０．６〜１．２％の拡管率にて拡管して外径４００〜１６２６ｍｍのＵＯＥ鋼管とした。
【００５１】
【表１】
0005217773.tif 000002
【００５２】
【表２】
0005217773.tif 000003
【００５３】
得られた鋼管の引張強度を評価するため、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片を周方向に採取し、引張試験を実施した。
【００５４】
更に、鋼管のシーム溶接継手部からＪＩＳ  Ｚ２２０２（１９８０）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を外面側表面下２ｍｍ、内面側のルート部から採取した。シャルピー衝撃試験はシャルピー衝撃試験片のノッチ位置をＦＬ（ＨＡＺと溶接金属が１：１の割合）、試験温度−３０℃で実施し、試験本数１００本の平均値を求めた。
【００５５】
図１（ａ）に外面側、図１（ｂ）に内面側のルート部におけルシャルピー試験片の採取位置とノッチ位置を示す。
【００５６】
外面側ＣＧＨＡＺで、溶融線近傍の旧オーステナイト粒径が５０μｍ以上となる溶接熱影響部の硬さを、ビッカース硬さ試験（荷重：９８Ｎ）で測定した。
【００５７】
表３に鋼管の引張強度、ＣＧＨＡＺのミクロ組織および硬度、ＣＧＨＡＺの靱性（以下ＨＡＺ靭性）の試験結果をまとめて示す。尚、本実施例の説明では、円相当径5μｍ以下のベイニティックフェライトの、ラス内および/またはラス間にセメンタイトを主体とする炭化物が析出したベイナイトをＭＡフリーベイナイト組織と称する。
【００５８】
鋼管の引張強度が５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下、溶接ボンド部の試験温度−３０℃でのシャルピー吸収エネルギ−（ｖＥ−３０）が１００Ｊ以上を本発明範囲内とする。
【００５９】
【表３】
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【００６０】
発明例Ｎｏ．１〜１２は本発明で規定するミクロ組織を有し、高ＨＡＺ靭性（１００Ｊ以上で累積破損確率が1%以下）を備えていることが確認された。発明例Ｎｏ．１〜１２は外面、内面の溶接入熱が入熱８０ｋJ/ｃｍ以下、且つ内面入熱≦外面入熱を満たしている。
【００６１】
一方、比較例Ｎｏ．１３〜１６は、外面、内面の溶接入熱が入熱８０ｋJ/ｃｍ以上で、ＭＡフリーのベイナイト組織の分率を５０％以上確保できなかったために、ＨＡＺ靭性が低下した。
【００６２】
比較例Ｎｏ．１７〜２０は、母材の成分組成が本発明範囲外の実施例で、Ｂを含有しない比較例Ｎｏ．１７は、ミクロ組織において、ＭＡフリーのベイナイト組織の分率を５０％以上確保できなかったために、ＨＡＺ靭性が低下した。
【００６３】
ＰＣＭが本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．１８は、ＣＧＨＡＺ組織がパーライト主体組織となり、ＣＧＨＡＺ硬さが低下するとともに、ＨＡＺ靭性が低下した。
【００６４】
ＰＣＭ値が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．１９は、母材強度が本発明範囲外となり、Ｓｉの添加量が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．２０は、ＭＡフリーのベイナイト組織の分率を５０％以上確保できなかったために、ＨＡＺ靭性が低下した。
【００６５】
内面入熱が外面入熱を上回った比較例Ｎｏ．２１やＮｏ．２２では、ＭＡフリーのベイナイト組織の分率を５０％以上確保できなかったために、シャルピー衝撃値が１００Ｊ以下で、内面入熱が外面入熱を下回った場合よりも低下した。
【図面の簡単な説明】
【００６６】
【図１】シャルピー試験片の採取位置およびノッチ位置を説明する図で、（ａ）は採取位置：外面側、ノッチ位置：ＦＬ、（ｂ）採取位置：内面側のルート部、ノッチ位置：ＦＬ。
【図１】
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