(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１％
Ｓｉ：０．６％以下
Ｍｎ：１．７〜２．５％
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．００３％以下
Ｎｉ：０．１〜１％
Ｍｏ：０．１５〜０．６％
Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ａｌ：０．０６％以下
Ｂ：０．００２％以下
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｖ：０．１％以下
Ｃｕ：１％以下
Ｃｒ：１％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材と、
Ｃ：０．０４〜０．１４％
Ｓｉ：０．０５〜０．４％
Ｍｎ：１．２〜２．２％
Ｐ：０．０１％以下
Ｓ：０．０１％以下
Ｎｉ：１．３〜３．２％
Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１〜２．５％
Ｂ：０．００５％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶接金属部からなり、かつ溶接金属部のＮｉ量が母材のＮｉ量に比べて１％以上高く、かつシーム溶接部における母材熱影響部の組織中のＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の占積率が１０％以下であり、かつ旧オーステナイト粒径が平均円相当径で２０μｍ以下であるマルテンサイトもしくはベイナイト主体の組織であり、母材およびシーム溶接部の引張り強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度鋼管。
【請求項２】
母材が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の低温靱性に優れた超高強度溶接鋼管。
【請求項３】
請求項１に記載の低温靱性に優れた超高強度溶接鋼管の製造方法であって、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１％
Ｓｉ：０．６％以下
Ｍｎ：１．７〜２．５％
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．００３％以下
Ｎｉ：０．１〜１％
Ｍｏ：０．１５〜０．６％
Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ａｌ：０．０６％以下
Ｂ：０．００２％以下
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｖ：０．１０％以下
Ｃｕ：１％以下
Ｃｒ：１％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、引張り強度が９００ＭＰａ以上である鋼板を管状に成形後、突き合わせ部を内外面から
Ｃ：０．０１〜０．１２％
Ｓｉ：０．３％以下
Ｍｎ：１．２〜２．４％
Ｎｉ：４〜８．５％
Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３〜５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶接ワイヤーと焼成型または溶融型フラックスを用いてサブマージアーク溶接を行い、拡管した後、溶接部を８００℃〜１０００℃に再加熱後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする低温靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【請求項４】
請求項２に記載の低温靱性に優れた超高強度溶接鋼管の製造方法であって、鋼板が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項３に記載の低温靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、900MPa以上の引張り強度(TS)を有する低温靱性の優れた超高強度鋼管及びその製造方法に関するもので、天然ガス及び原油輸送用ラインパイプをはじめ、各種圧力容器、産業機械などに使用できる。
【０００２】
【従来の技術】
近年、原油・天然ガスを長距離輸送するパイプラインに使用するラインパイプは、(1) 高圧化による輸送効率の向上や(2) ラインパイプの外径・重量の低減による現地施工能率の向上のため、ますます高張力化する傾向にある。これまでに米国石油技術協会(API) 規格でX80(降伏強さ551MPa以上、引張り強さ620MPa以上) までのラインパイプが実用化されているが、さらに高強度のラインパイプに対するニーズが強くなってきた。
【０００３】
現在、超高強度ラインパイプ製造法の研究は、従来のX80 ラインパイプの製造技術( 例えばNKK 技報No.138(1992),p24-31 、およびThe 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering(1988), Volume, p.179-185) を基本に検討されているが、これではせいぜい、X100( 降伏強さ689MPa以上、引張り強さ760MPa以上) ラインパイプの製造が限界と考えられる。X100を越える超高強度ラインパイプについては、その鋼板の製造法についての研究は既に行われている(PCT/LP96/00155,00157)。しかし、このような超高強度のラインパイプの製造においては、特に溶接部の低温靱性の向上が大きな課題となる。
【０００４】
従来から、ラインパイプの超高張力化にともない、溶接部の低温靱性を十分満足することは非常に困難であった。例えば、従来のX100ラインパイプの溶接会合部の低温靱性は-30 ℃で50J 未満と低いものであった。従って、近年、 X100 を超えた超高強度のラインパイプにおいて、その溶接部（溶接金属＋母材熱影響部）の低温靱性を向上させる( 例えば、-30 ℃で50J 以上、好ましくは80J 以上) ことが要望されている。
【０００５】
従来、このようなX100を越えた超高強度ラインパイプの製造は、強度・低温靱性バランスや溶接熱影響部(HAZ) 靱性、現地溶接性など多くの問題を抱えており、工業的な製造はされていなかった。一方、従来、X80 以下の強度の鋼管においては、シーム溶接部の低温靱性を向上させる方法として、例えば特公昭58-17808号公報あるいは特開昭57-35636号公報に開示されているような鋼管全体に対して所定の温度に焼入れ・焼戻し等の2 回の熱処理を行い、シーム溶接部の低温靱性を改善する方法が知られている。しかしながら、鋼管全体を焼入れ後に焼戻しを行った場合、焼戻し時に粗大な析出物が生成して低温靱性をあまり改善させられなかったり、強度が低下して所望の強度が得られなかったりする。また、鋼管全体に対して2 回の熱処理を行うため、コストがかかる等の問題があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記のような従来の問題点に鑑み、引張り強度900MPa以上(API規格X100超) の超高強度溶接鋼管において母材と共に溶接部（溶接金属＋溶接熱影響部）の低温靱性に優れた超高強度溶接鋼管及びその製造方法を提供するものである。なお、本発明でいう超高強度とは、引張り強度が900MPa以上の強度を意味する。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、低温靱性に優れた引張り強さが900MPa以上の超高強度鋼管を得るために、特に強度が高い鋼管で課題となる溶接部の低温靱性向上を狙って、種々の鋼管の母材及び溶接部の成分組成、溶接部の熱処理条件について鋭意研究を行い、従来に比べ母材及び溶接部共に非常に低温靱性の優れた超強度鋼管を発明するに至った。
【０００８】
すなわち、本発明の要旨は、
（１）質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１％
Ｓｉ：０．６％以下
Ｍｎ：１．７〜２．５％
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．００３％以下
Ｎｉ：０．１〜１％
Ｍｏ：０．１５〜０．６％
Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ａｌ：０．０６％以下
Ｂ：０．００２％以下
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｖ：０．１０％以下
Ｃｕ：１％以下
Ｃｒ：１％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材と、
Ｃ：０．０４〜０．１４％
Ｓｉ：０．０５〜０．４％
Ｍｎ：１．２〜２．２％
Ｐ：０．０１％以下
Ｓ：０．０１％以下
Ｎｉ：１．３〜３．２％
Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜２．５％
Ｂ：０．００５％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶接金属部からなり、かつ溶接金属部のＮｉ量が母材のＮｉ量に比べて１％以上高く、かつシーム溶接部における母材熱影響部の組織中のＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の占積率が１０％以下であり、かつ旧オーステナイト粒径が平均円相当径で２０μｍ以下であるマルテンサイトもしくはベイナイト主体の組織であり、母材およびシーム溶接部の引張り強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度鋼管。
（２）  母材が、さらに質量％で、Ｃａ：０．０１％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の低温靱性に優れた超高強度溶接鋼管。
（３）上記（１）に記載の低温靱性に優れた超高強度溶接鋼管の製造方法であって、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１％
Ｓｉ：０．６％以下
Ｍｎ：１．７〜２．５％
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．００３％以下
Ｎｉ：０．１〜１％
Ｍｏ：０．１５〜０．６％
Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ａｌ：０．０６％以下
Ｂ：０．００２％以下
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｖ：０．１％以下
Ｃｕ：１％以下
Ｃｒ：１％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、引張り強度が９００ＭＰａ以上である鋼板を管状に成形後、突き合わせ部を内外面から
Ｃ：０．０１〜０．１２％
Ｓｉ：０．３％以下
Ｍｎ：１．２〜２．４％
Ｎｉ：４〜８．５％
Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３〜５％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶接ワイヤーと焼成型または溶融型フラックスを用いてサブマージアーク溶接を行い、拡管した後、溶接部を８００℃〜１０００℃に再加熱後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする低温靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
（４）  上記（２）に記載の低温靱性に優れた超高強度溶接鋼管の製造方法であって、鋼板が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下を含有することを特徴とする上記（３）に記載の低温靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の内容について詳細に説明する。本発明は、900MPa以上(API規格X100超) の引張り強さ(TS)を有する低温靱性の優れた超高強度ラインパイプ等に用いられる超高強度鋼管に関する発明である。この強度レベルの超高強度ラインパイプでは、従来主流であるX65 と較べ約2 倍の圧力に耐えるため、同じサイズで約2 倍のガスを輸送することが可能である。X65 の場合は圧力を高めるためには肉厚を厚くする必要があり、材料費、輸送費、現地溶接施工費が高くなってパイプライン敷設費が大幅に上昇する。これが900MPa以上の引張り強さ(TS)を有する低温靱性に優れた超高強度ラインパイプが必要とされる理由である。一方、高強度になると急激に鋼管の製造が困難になる。特に、高強度化にともない母材熱影響部を含む溶接部の低温靱性の低下が問題になり、これは溶接金属である（1/2t部の）会合部あるいは母材熱影響部である会合部+1mm付近に旧オーステナイト粒界に沿って粗大なMA(Martensite-Austenite Constituent ：以下MAと呼ぶ。)が生成し、これが破壊の起点となり、吸収エネルギー値を著しく低下させる要因となっている。そこで、本発明者らは、溶接金属である（1/2t部の）会合部あるいは母材熱影響部である会合部+1mmにおいて、V ノッチシャルピー吸収エネルギーが−30℃で50J 以上の低温靱性が得られることを目標として、900MPa以上の超高強度鋼管の製造条件、特に溶接部の再加熱温度について詳細に調査した。
【００１０】
図1 に0.07%C-1.95%Mn-0.6%Cr-0.35%Ni-0.4%Cu-0.45%Mo-0.03%Nb-0.05%V-0.015%Tiの鋼板を管状に成形後、突き合わせ部の内外面から1 層のSAW(サブマージドアークウエルデイ ング) 溶接して得られた鋼管の溶接部（溶接金属部及び母材熱影響部）を加熱処理した時の再加熱温度と溶接部における母材熱影響部の低温靱性との関係を示す。この鋼管の溶接金属部の成分は、0.07%C-1.7%Mn-2.0%Ni-1.0%Cr-0.8%Mo-0.03%V-0.0003%Bであった。図1 の溶接部の再加熱温度と低温靱性の関係から、A1直上またはそれ以下の温度で再加熱した場合には、粗大なMAが発生し、これが破壊の起点となり低温靱性を劣化させる。これに対して、溶接部の再加熱温度をA1+100℃からA3の温度にすると、オーステナイトの生成が促進し、その結果、MAが微細化し、粗大なMAが減少するため溶接部の低温靱性が著しく向上することがわかった。また、溶接部の再加熱温度をさらにA3から1000℃の温度にしてもオーステナイトの粒成長は少なく、低温靱性を向上できることが判明した。
【００１１】
図2 には、図1 と同じ成分系の鋼管の溶接部の再加熱温度とオーステナイト分率の関係を示した。図から再加熱温度がA1+100℃ではオーステナイト分率が60% となり、A3点では100%オーステナイト単相となることがわかる。従って、鋼管の溶接部の熱処理条件によって、溶接部における熱影響部の組織にオーステナイト分率：60% 以上のオーステナイトを生成させることにより、溶接部の組織中の粗大なＭＡを減少させるとともに微細な結晶粒径を確保でき、低温靱性が向上することが判明した。
【００１２】
上述の鋼管の溶接部の熱処理条件と低温靱性の関係から溶接部の再加熱温度をA1+100℃以上1000℃以下とし、その時のオーステナイト分率を60% 以上100%以下にすることが溶接部の低温靱性を向上させるために極めて重要である。
本発明では、鋼管の溶接部の熱処理条件において、上記溶接部の低温靱性を向上の点から再加熱温度をA1+100℃以上1000℃以下とする。ここで、再加熱温度の上限は、1000℃以上とすると熱処理でのコストが上昇するうえに、加熱γ粒が成長・粗大化していき、溶接部の低温靱性が徐々に劣化していくため、その上限を1000℃とした。
【００１３】
また、本発明の鋼管の溶接部の母材熱影響部の組織は、その組織中のＭＡの占積率が１０％以下であり、かつ旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下であるマルテンサイトもしくはベイナイト主体の組織であるものとする。ここで、上記ＭＡの占積率、旧オーステナイト粒径の上限は、溶接部の低温靱性向上の効果を発揮できるＭＡの占積率：１０％以下、旧オーステナイト粒径：２０μｍ以下とした。
【００１４】
次に、本発明の鋼管の母材成分の限定理由を以下に述べる。
C 量は0.04〜0.1%に限定する。炭素(C) は鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織において目標とする強度を得るためには、最低0.04%Cは必要である。しかし、C 量が多すぎると母材、HAZ の低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招くので、その上限を0.1%とした。さらに望ましくは上限値は0.08% が好ましい。
【００１５】
Siは、脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、多く添加するとHAZ 靱性、現地溶接性を著しく劣化させるので上限を0.6%とした。鋼の脱酸はAlでもTiでも十分可能であり、Siは必ずしも添加する必要はない。
Mnは、本発明鋼のミクロ組織をマルテンサイト・ベイナイト主体の組織とし、優れた強度・低温靱性バランスを確保するうえで不可欠な元素であり、その下限は1.7%である。しかし、Mnが多すぎると鋼の焼き入れ性が増してHAZ 靱性、現地溶接性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性をも劣化させるので上限を2.5%とした。
【００１６】
本発明では不純物元素であるP,S 量をそれぞれ0.015%、0.003%以下とする。この主たる理由は母材およびHAZ の低温靱性をより一層向上させるためである。P 量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱性を向上させる。また、S 量の低減は熱間圧延で延伸化するMnS を低減し、延靱性を向上させる効果がある。
【００１７】
Niは、低炭素の本発明鋼を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上させるために添加する。Ni添加はMnやCr,Mo 添加に比較して圧延組織中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ないばかりか、0.1%以上の微量Ni添加がHAZ 靱性にも有効であることが判明した(HAZ靱性上とくに有効なNi添加量は0.3%以上である) 。しかし、添加が多すぎると経済性だけでなく、HAZ 靱性や現地溶接性を劣化させるので、その上限を1%とした。また、Ni添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるCu割れの防止にも有効である。この場合、Ni量はCu量の1/3 以上添加する必要がある。
【００１８】
Moは、鋼の焼き入れ性を向上させ、目的とするマルテンサイト・ベイナイト主体の組織を得るために添加する。B 添加鋼においてはMoの焼き入れ向上効果が高まり、また、MoはNbと共存して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微細化にも効果がある。このような効果を得るためにMoは最低でも0.15% 必要である。しかし、過剰なMo添加はHAZ 靱性、現地溶接性を劣化させ、さらにB の焼き入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を0.6%とした。
【００１９】
Nbは、Moと共存して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだけでなく、析出硬化や焼き入れ性増大にも寄与し、鋼を強靱化する。特にNbとB が共存すると焼き入れ性向上効果が相乗的に高まる。従って、それらの効果を得るために、0.01％以上添加するが、Nb添加量が多すぎると、HAZ 靱性や現地溶接性に悪影響をもたらすので、その上限を0.1%とした。
【００２０】
Ｔｉは、微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時および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、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善する。また、Ｂの焼き入れ性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する役割も有する。これらの目的のために、Ｔｉ量は３．４Ｎ（それぞれ質量％）以上添加することが望ましい。また、Ａｌが少ないとき（例えば０．００４％以下）、Ｔｉは酸化物を形成し、ＨＡＺにおいて粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ靱性を微細化する効果も有する。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出効果が生じ、低温靱性を劣化させるので、その上限を０．０３％に限定した。
【００２１】
Alは、通常脱酸材として鋼に含まれる元素で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Al量が0.06% を越えるとAl系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を0.06% とした。しかし、脱酸はTiあるいはSiでも可能であり、Alは必ずしも添加する必要がない。
本発明の鋼管母材では、以上の成分を必須元素とするが、選択的に以下成分を添加する。
【００２２】
B は、極微量で鋼の焼き入れ性を飛躍的に高め、目的とするマルテンサイト・ベイナイト主体の組織を得るために非常に有効な元素である。さらに、B はMoの焼き入れ性向上効果を高めると共に、Nbと共存して相乗的に焼き入れ性を増す。一方、過剰に添加すると、低温靱性を劣化させるだけでなく、かえってB の焼き入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を0.0020% にした。
【００２３】
N は、TiN を形成し、スラブ再加熱時およびHAZ のオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材、HAZ の低温靱性を向上させる。このために必要な最小量は0.001%である。しかし、N 量が多すぎるとスラブ表面疵や固溶N によるHAZ 靱性の劣化、B の焼き入れ性向上効果の低下の原因となるので、その上限は0.006%に抑える必要がある。
【００２４】
次に、V 、Cu、Cr、Ca、REM 、Mgを添加する理由について説明する。これらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度・低温靱性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズの拡大を図るためである。従って、その添加量は自ずから制限されるべき性質のものである。
V は、Nbとほぼ同等の効果を有するが、その効果はNbに比較して弱い。しかし、超高強度鋼におけるV 添加効果の効果は大きく、NbとV の複合添加は本発明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。上限はHAZ 靱性、現地溶接性の点から0.1%まで許容できるが、特に0.03〜0.08% の添加が望ましい範囲である。
【００２５】
Cuは、母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎるとHAZ 靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためCu量の上限は1%である。
Crは、母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎるとHAZ 靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。このため、Cr量の上限は0.6%である。
CaおよびREM は、硫化物(MnS) の形態を制御し、低温靱性を向上させる( シャルピー吸収エネルギ−の増加等) 。Ca量が0.006%、REM が0.02% を越えて添加するとCaO-CaS またはREM-CaS が大量に生成して大型クラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。このためCa添加量の上限を0.006%またはREM 添加量の上限を0.02% に制限した。なお、超高強度ラインパイプでは、S,O 量をそれぞれ0.001%、0.002%以下に低減し、かつESSP=(Ca) ［1-124(O)］/1.25Sを0.5 ≦ESSP≦10.0にすることが特に有効である。
【００２６】
Mgは、微細分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靱性を向上させる。0.006%以上では粗大な酸化物を生成し、逆に靱性を劣化させる。
次に本発明の鋼管における溶接金属の成分の限定理由について述べる。
C 量は0.04〜0.14% に限定する。炭素(C) は鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織において目標とする強度を得るためには、最低0.04% は必要である。しかし、C 量が多すぎると溶接低温割れが発生しやすくなり、現地溶接性とシーム溶接が交わるいわゆるT クロス部のHAZ の最高硬さの上昇を招くので、その上限を0.14% とした。さらに、望ましくは上限値は0.1%が好ましい。
【００２７】
Siは、ブローホール防止のために0.05% 以上は必要であるが、含有量が多いと低温靱性を著しく劣化させるので上限を0.6%とした。特に、内外面溶接や多層溶接を行う場合、再熱部の低温靱性を劣化させる。
Mnは、優れた強度・低温靱性のバランスを確保する上で不可欠な元素であり、その下限は1.2%である。しかし、Mnが多すぎると偏析が助長され低温靱性を劣化させるだけでなく、溶接材料の製造も困難になるので上限を2.2%とした。
【００２８】
P 、S は、低温靱性の劣化、低温割れ感受性の低減のためにはその含有量は低い方が好ましく、それぞれの上限を０．０１％をした。
Niを添加する目的は焼き入れ性を高めて強度を確保し、さらに低温靱性を向上させるためである。1.3%以下では目標の強度・低温靱性を得ることが難しい。一方、含有量が多すぎると高温割れの危険があるため上限は3.2%とした。
【００２９】
Cr、Mo、V の効果の違いは厳密には区別できないが、いずれも焼き入れ性を高めることにより高強度を得るために添加する。Cr+Mo+V が1.2%以下では効果が十分でなく、一方、多量に添加すると低温割れの危険が増すために上限を2.5%とした。
B は、微量で焼き入れ性を高め、溶接金属の低温靱性向上に有効な元素であるが、含有量が多すぎるとかえって低温靱性が低下するので含有範囲を0.005%以下とした。
【００３０】
溶接金属は、その他にTi,Al,Zr,Nb,Mg等の元素を含有する場合があるが、残部は鉄および不可避的不純物である。本発明の鋼管は、先ず、上記母材成分を有する鋼を再加熱後、未再結晶温度域で仕上圧延し、板厚方向に偏平したオーステナイト粒とし、これをフェライト生成を抑制される臨界冷却速度以上で冷却することによって微細なマルテンサイト＋ベーナイト主体の組織を有する鋼板を製造する。
【００３１】
望ましい鋼板の製造方法としては、上記母材成分を有する鋼片を９５０〜１２５０℃に再加熱後、７００〜９５０℃での累積圧下量が５０％以上となるように７００℃以上の温度域で圧延し、その後１０℃以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却する。さらに、このようにして製造された鋼板をＵＯ工程で管状に成形して、突き合わせ部を、内外面からサブマージアーク溶接を行い、さらに拡管して真円度を高めて鋼管とした後、さらに、鋼管の溶接金属及び溶接による熱影響部を含む溶接部を再加熱する。
【００３２】
ここで、本発明では、上記溶接部の溶接部の低温靱性を向上させるために再加熱温度をA1+100℃以上1000℃以下とする。なお、再加熱温度の下限は、実施例に基づいて、800℃以上とする。再加熱温度の上限は、1000℃以上とすると熱処理でのコストが上昇するうえに、加熱γ粒が成長・粗大化していき、溶接部の低温靱性が徐々に劣化していくため、その上限を1000℃とした。このような条件で溶接部を熱処理することにより、溶接部における母材熱影響部の組織は、その組織中のＭＡの占積率を１０％以下と少なくでき、かつ旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下であるマルテンサイトもしくはベイナイト主体の組織とすることが可能となり、溶接金属である（1/2t部の）会合部あるいは母材熱影響部である会合部+1mmにおいて、V ノッチシャルピー吸収エネルギーが−30℃で50J 以上の低温靱性の向上ができる。
【００３３】
ここで、ベイナイト組織とは、焼戻しベイナイトを含み、また、マルテンサイト組織とは、焼戻しマルテンサイトも含むものとする。図２のように上述の溶接部の再加熱により、オーステナイト分率が増加するが、それにつれて焼戻しベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトが減少し、ベイナイトまたは、マルテンサイトが増加する。
【００３４】
本発明では、再加熱された溶接部を上記温度に再加熱後、空冷以上、好ましくは10℃/ 秒以上の冷却速度で冷却し、マルテンサイトもしくはベイナイト組織にする。
また、上記サブマージアーク溶接は、母材成分の希釈が大きいため、上述した本発明の特性を有する溶接金属を得るためには、母材成分の希釈を考慮した溶接材料の設計が必要である。
【００３５】
以下に、本発明で使用する溶接ワイヤーの成分組成の限定理由を説明する。
C は、溶接金属で必要とされる上述のＣ量を得るために、母材成分による希釈および雰囲気からのＣの混入分を考慮して、0.01〜0.12% とする。
Siは、溶接金属で必要とされる上述のSi量を得るために、母材成分による希釈を考慮して、0.3%以下とする。
【００３６】
Mnは、溶接金属で必要とされる上述のMn量を得るために、母材成分による希釈を考慮して、1.2 〜2.4%とする。
Niは、溶接金属で必要とされる上述のNi量を得るために、母材成分による希釈を考慮して、4 〜8.5%とする。
Cr、Mo、V は、溶接金属で必要とされる上述のそれぞれの効果を得るために、それらのの総量Cr+Mo+V を母材成分による希釈を考慮して、3 〜5%とする。
【００３７】
その他、P 、S の不純物は、極力少ない方が好ましく、Ｂは強度確保に添加することも可能である。また、Ti、Al、Zr、Nb、Mg等を脱酸を目的に添加しても良い。
サブマージアーク溶接に使用されるフラックスは、大別すると焼成型フラックスと溶融型フラックスがあり、前者は、合金材添加が可能で拡散性水素量が低い利点があるが、粉化しやすく繰り返し使用がし難い欠点があり、後者は、ガラス粉状で、粒強度が高く、吸湿しにくい利点があり、拡散性水素量がやや高い欠点がある。本発明では、母材強度が高いため、溶接低温割れが起こりやすく、この点からは焼成型フラックスを用いるのが好ましいが、製造コストの利点から回収・繰り返し使用が可能な溶融型フラックスを使用することもできる。
【００３８】
【実施例】
＜実施例１＞
転炉−連続鋳造法(240mm厚) で種々の成分の鋳片を製造した。これらの鋳片を表１に示す種々の成分及び表２に示す圧延条件で14〜25mmの鋼板に圧延し、引張り強度900MPa以上の鋼板を製造した。さらにこの鋼板をUO工程で管状に成形した後、突き合わせ部を表３、表４に示す条件でサブマージ溶接し、その後、拡管して36〜48インチの鋼管にした。また、このときの鋼管溶接部の熱処理条件と得られた組織及び低温靱性を表５に示す。
【００３９】
溶接部の低温靱性は−３０℃のシャルピー吸収エネルギ−で評価し、ノッチ位置は１／２ｔ部の会合部および会合部＋１ｍｍである。表１〜５において、鋼Ｎｏ．１〜２０が発明例、鋼Ｎｏ．２１〜２８が比較例を示す。本発明に従って溶接部を熱処理した鋼の−３０℃のシャルピー吸収エネルギ−は２００Ｊ以上であるのに対して、比較鋼は溶接部の熱処理条件が不適切であるために溶接部の低温靱性が１００Ｊ未満と著しく劣る。鋼２１，２３，２５，２７  はＡ１点直上であるために粗大なＭＡが生成して吸収エネルギ−が低い。また、鋼２２，２４，２６，２８は加熱温度が高すぎるために旧オーステナイト粒径が１００μｍと粗大化し、溶接部の低温靱性が劣化する。
【００４０】
【表１】
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【００４１】
【表２】
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【００４２】
【表３】
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【００４３】
【表４】
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【００４４】
【表５】
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【００４５】
【発明の効果】
本発明により低温靱性・現地溶接性の優れた超高強度ラインパイプ（引張り強さ９００ＭＰａ以上、ＡＰＩ規格Ｘ１００超）用鋼管が安定して大量に製造できるようになった。その結果、パイプラインの安全性が著しく向上するとともに、パイプラインの輸送効率、施工能率の飛躍的な向上が可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接部熱影響部の-30 ℃でのシャルピー吸収エネルギ−と溶接部の再加熱温度の関係を示す図。
【図２】溶接部の再加熱温度とオーステナイト分率の関係を示す図。
【図１】
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【図２】
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