(57)【要約】【課題】天然ガスや原油の輸送用として好滴な、引張強度８００ＭＰａを超え、変形能に優れる超高強度溶接鋼管の製造方法を提供する。【解決手段】降伏比８０％以下かつ引張強度８００ＭＰａ以上の、質量％でＣ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ≦０．０１０％，Ｓ≦０．００２％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｃｕ：≦０．７％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：≦１．０％、Ｍｏ：≦１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｖ：≦０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：≦０．００５％、Ｃａ：≦０．０１％、ＲＥＭ：≦０．０２％、Ｚｒ：≦０．０３％、Ｍｇ：≦０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、ＰｃｍＢ≦０．２２、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を冷間加工で管状に成形した後，突合せ部を、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する。【選択図】無し【特許請求の範囲】
【請求項１】
降伏比８０％以下かつ引張強度８００ＭＰａ以上の鋼板を冷間加工で管状に成形した後，突合せ部を、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することを特徴とする超高強度溶接鋼管の製造方法。
【請求項２】
前記突合せ部の内外面を前記ハイブリッド溶接で溶接することを特徴とする請求項１記載の超高強度溶接鋼管の製造方法。
【請求項３】
前記突合せ部の内面を前記ハイブリッド溶接で溶接し、外面をサブマージアーク溶接で溶接することを特徴とする請求項１記載の超高強度溶接鋼管の製造方法。
【請求項４】
前記降伏比８０％以下かつ引張強度８００ＭＰａ以上の鋼板が、
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．８〜３．０％
Ｐ≦０．０１０％，Ｓ≦０．００２％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕ：≦０．７％
Ｎｉ：０．０１〜３．０％
Ｃｒ：≦１．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｖ：≦０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｂ：≦０．００５％
Ｃａ：≦０．０１％
ＲＥＭ：≦０．０２％
Ｚｒ：≦０．０３％
Ｍｇ：≦０．０１％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
ＰｃｍＢ≦０．２２
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を，
１０００〜１２００℃に再加熱後，９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧７０％となる熱間圧延を行い，圧延終了後７００℃以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃／ｓで冷却を開始し，４００〜６５０℃の温度域で冷却停止後、ただちに６００〜７００℃に再加熱し，以後室温まで空冷して得られる鋼板で、
前記突合せ部の溶着金属の化学成分が
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％
ＰｃｍＷ≦０．２
残部Ｆｅおよび不可避的不純物
であることを特徴とするであることを特徴とする請求項１乃至３の何れか一つに記載の超高強度溶接鋼管の製造方法。
但し、ＰｃｍＢ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ                                  
ＰｃｍＷ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋６０×Ｂ−１２×Ｎ−４×Ｏ              
で、各元素は含有量（質量％）を示す。
【請求項５】
前記鋼板のベイナイト中のＭＡは、面積率で５〜２０％であることを特徴とする請求項４に記載の超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，引張強度８００ＭＰａを超える超高強度溶接鋼管の製造方法に関し、特に母材の降伏比（降伏強度と引張強度の比）が８０％以下と低く，圧縮や曲げといった変形を受けた際に高い耐座屈性能を有し，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滴なものに関する。
【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、薄肉化による現地溶接施工能率の向上、および地球環境保全など種々の課題を解決しなければならない。
【０００３】
高圧化による輸送効率の向上には、鋼板の高強度化が有効で、薄肉化による現地溶接施工能率の向上のため、低温割れ感受性に優れたＡＰＩ規格でＸ１００グレードのラインパイプが既に実用化し，引張強度９００ＭＰａを超えるＸ１２０グレードも試作されている。
【０００４】
高強度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ては，例えば特許文献１に，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，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，母材については特許文献２と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。
【０００６】
また、特許文献４には、低Ｃ−高Ｃｕ系鋼を熱間圧延、冷却後、時効処理した超高強度鋼管用鋼板が記載されている。
【０００７】
地球環境保全のためには、大地震や凍土地帯における地盤変動で，ラインパイプに大変形が生じても，亀裂発生にいたらないための高変形能が必要とされる。高変形能の指標として，降伏比が使われ，低降伏比であるほど亀裂発生の限界歪が向上する。
【０００８】
鋼材のミクロ組織を軟質なフェライト相と，硬質なベイナイトやマルテンサイトなどが適度に分散した硬質相の２相組織とすることで，低降伏比となることが知られ，例えば特許文献５には，上記のような軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼入れ（Ｑ’）を施す熱処理方法が開示されている。
【０００９】
また，特許文献６には，軟質相を加工フェライトとしたフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイト組織により低降伏比化が達成されることが開示されている。
【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２０００―３５５７２９号公報
【特許文献４】特開平８−３１１５４８号公報
【特許文献５】特開昭５５−９７４２５号公報
【特許文献６】特開平０８―２０９２９１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、上述した特許文献１〜４に記載されたラインパイプやラインパイプ用鋼は、縦シーム溶接を大入熱サブマージアーク溶接で行うと、板厚によっては縦シーム溶接部でＨＡＺ部が大きく軟化し、実管を用いた水圧試験で強度の低いＨＡＺ部で破壊することが懸念されるため、溶接入熱を低下させることが必要で生産性が低下する。
【００１１】
ＨＡＺ軟化による継手強度不足を補うため、縦シーム溶接部の溶接金属を高強度化することが有効であるが、溶接金属中の合金元素量を増加させ、低温割れ等の溶接金属欠陥が発生しやすくなり，手直し等溶接作業性を著しく悪化させるようになる。
【００１２】
また、母材中の合金元素量を増やすと，パイプ同士を接合する、入熱の小さい多層溶接による円周溶接部においてＨＡＺ硬さが増大し，特に初層溶接部で低温割れ感受性が増大するため、開先の予熱管理などが必要となり、現地施工性が低下する。
【００１３】
そして、母材の高強度を損なわずに低降伏比を達成する特許文献５報記載の技術では多数回の熱処理を行う必要があり，生産性が低下し、製造コストが上昇する。
【００１４】
特許文献６記載の技術による高靱性化は延性−脆性破面率の改善のために，フェライトの集合組織を積極的に発達させることによって得られるもので，シャルピー衝撃試験片の破面にはセパレーションが発生し，シャルピー衝撃試験での吸収エネルギー（シャルピー衝撃値）はむしろ低下する。
【００１５】
そこで、本発明は，縦シーム溶接部のＨＡＺ軟化を防止し、変形能に優れる超高強度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】
【００１６】
本発明者等は上記課題を解決するため、母材と縦シーム溶接法について、下記の項目について鋭意検討を行った。
１）レーザー・アークハイブリッド溶接法の縦シーム溶接への適用：従来の大入熱サブマージアーク溶接による溶接効率を維持しつつ，溶接部の冷却速度を向上させて、ＨＡＺおよび溶接金属の強度を上昇させる溶接条件。
【００１７】
２）引張り強さ８００ＭＰａ以上で優れた靭性を有し、降伏比８０％以下の低降伏比を満足するミクロ組織を備えた、低温割れ感受性に優れた鋼板の製造プロセス。
３）縦シーム溶接時の溶接割れを抑制し，かつ高冷却速度において溶接金属強度・靱性を達成する溶接金属成分。
【００１８】
本発明は上記検討の結果得られた知見を基になされたもので、すなわち、本発明は、
１．降伏比８０％以下かつ引張強度８００ＭＰａ以上の鋼板を冷間加工で管状に成形した後，突合せ部を、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することを特徴とする超高強度溶接鋼管の製造方法。
２．前記突合せ部の内外面を前記ハイブリッド溶接で溶接することを特徴とする１記載の超高強度溶接鋼管の製造方法。
３．前記突合せ部の内面を前記ハイブリッド溶接で溶接し、外面をサブマージアーク溶接で溶接することを特徴とする１記載の超高強度溶接鋼管の製造方法。
４．前記降伏比８０％以下かつ引張強度８００ＭＰａ以上の鋼板が、
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．８〜３．０％
Ｐ≦０．０１０％，Ｓ≦０．００２％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕ：≦０．７％
Ｎｉ：０．０１〜３．０％
Ｃｒ：≦１．０％
Ｍｏ：≦１．０％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｖ：≦０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｂ：≦０．００５％
Ｃａ：≦０．０１％
ＲＥＭ：≦０．０２％
Ｚｒ：≦０．０３％
Ｍｇ：≦０．０１％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
ＰｃｍＢ≦０．２２
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を，
１０００〜１２００℃に再加熱後，９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧７０％となる熱間圧延を行い，圧延終了後７００℃以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃／ｓで冷却を開始し，４００〜６５０℃の温度域で冷却停止後、ただちに６００〜７００℃に再加熱し，以後室温まで空冷して得られる鋼板で、
前記突合せ部の溶着金属の化学成分が
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％
ＰｃｍＷ≦０．２
残部Ｆｅおよび不可避的不純物
であることを特徴とするであることを特徴とする請求項１乃至３の何れか一つに記載の超高強度溶接鋼管の製造方法。
【００１９】
但し、ＰｃｍＢ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ                                  
ＰｃｍＷ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋６０×Ｂ−１２×Ｎ−４×Ｏ              
で、各元素は含有量（質量％）を示す。
５．前記鋼板のベイナイト中のＭＡは、面積率で５〜２０％であることを特徴とする４に記載の超高強度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，変形性能に優れた引張強度８００ＭＰａ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。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
本発明は、脆性亀裂伝播停止特性に優れかつ降伏比が８０％以下の引張強度８００ＭＰａ以上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突合わせ部の溶接を行い溶接鋼管とすることを特徴とする。
【００２２】
図４は、ＣＯ２ガスシールドを用いたレーザー溶接と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を説明する模式図で、ハイブリッド溶接５は、溶接方向に、レーザトーチ６がガスアーク溶接トーチ７に先行して配置される。
【００２３】
レーザトーチ６とガスアーク溶接トーチ７は、それぞれの溶接による溶融池８が一つに合体される１プール溶接としてビード９を形成するように配置する。その結果、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あり，さらに溶接部の冷却速度が著しく向上する。
【００２４】
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であると考えられる。
【００２５】
同一の板厚の母材を当該ハイブリッド溶接とサブマージアーク溶接で溶接する際の溶接入熱は、当該ハイブリッド溶接によるものは、サブマージアーク溶接の約１／２となる。
【００２６】
従って、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，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。また，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。
【００２７】
図５に本発明に係る超高強度溶接鋼管の製造方法での縦シーム溶接方法を模式的に示す。板厚が薄い場合はレーザー・アークハイブリッド溶接の外面側一層溶接（ａ）、より厚い場合はレーザー・アークハイブリッド溶接の内外面側一層溶接（ｂ）、更に厚い場合は、内面側をレーザー・アークハイブリッド溶接、外面側をサブマージアーク溶接（ｃ）とする。
【００２８】
尚、レーザ溶接のシールドガスとしてＣＯ２ガスを用いることでブローホールの発生を著しく抑制し，ガスアーク溶接のシールドガスを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。
【００２９】
次に，本発明における，変形性能に優れた降伏比８０％以下、引張強度８００ＭＰａ以上の鋼板として好適な成分限定理由を説明する。％は質量％とする。
【００３０】
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。これらの効果をえるためには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，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ため，上限を０．１２％とした。
【００３１】
Ｓｉ：≦０．５％
Ｓｉは変態組織によらず固溶強化するため，母材，ＨＡＺの強度上昇に有効である。しかし，０．５％を超えて添加すると靱性が著しく低下するため上限を０．５％とした。
【００３２】
Ｍｎ：１．８〜３．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する．さらに，多量に添加することで，フェライト相に固溶できるＣ量を低減する効果があり，鋼のオーステナイト域から加速冷却でベイナイト変態させる際，未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので，ＭＡの生成量を増加させることができる。
【００３３】
後述のように，ＭＡの面積率を５％以上とするためには，少なくとも１．８％以上の添加が必要である。一方，連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく，３．０％を超える添加を行うと，偏析部での遅れ破壊の原因となるため，上限を３．０％とする。
【００３４】
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％とした。
【００３５】
Ｐ：≦０．０１０％、Ｓ：≦０．００２％
Ｐ，Ｓはいずれも鋼中に不可避不純物として存在する。特に中心偏析部での偏析が著しい元素であり，母材の偏析部起因の靱性低下を抑制するために，それぞれ上限を０．０１０％，０．００２％とした。
【００３６】
Ｃｕ：≦０．７％
Ｃｕは焼入性向上元素として作用し，多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし，０．７％を超えて添加すると，過飽和に固溶したＣｕが加速冷却後の再加熱時に析出し，特に鋼の降伏強度が析出硬化によって上昇する結果，低降伏比とすることが困難となるため，上限を０．７％とする。
【００３７】
Ｎｉ：０．１〜３．０％
Ｎｉもまた，焼入性向上元素として作用するほか，添加しても靱性劣化を起こさないため，有用な元素である。この効果を得るために，０．１％以上の添加が必要であるが，多量に添加した場合，熱間圧延のスラブ加熱時にスラブ表面に生成するスケールにＮｉが濃化しスケール性状が変化する結果，圧延時にこのスケール噛み込みを起こしやすくなり，表面キズの原因となるため上限を３．０％とした。
【００３８】
Ｃｒ：≦１．０％
Ｃｒもまた焼入性向上元素として作用し，多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし，１％を超えて添加するとＨＡＺ靱性が著しく劣化するため，添加する場合は、上限を１％とする。
【００３９】
Ｍｏ：≦１．０％
Ｍｏもまた焼入性向上元素として作用し，多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし，高価な元素であり，かつ１％を超えて添加しても強度上昇は飽和するため，添加する場合は、上限を１％とする。
【００４０】
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％以上の添加が必要である。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。
【００４１】
Ｖ：≦０．１％
ＶはＮｂとの複合添加により，多重溶接熱サイクル時に析出硬化し，ＨＡＺ軟化防止に寄与するが，０．１％を超えて添加すると析出硬化が著しくＨＡＺ靱性の劣化につながるため，添加する場合は、上限を０．１％とする。
【００４２】
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。必要な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％とした。
【００４３】
Ｂ：≦０．００５％
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し，フェライト変態を抑制することで，特にＨＡＺの強度低下防止に寄与する。しかし，０．００５％を超えて添加してもその効果は飽和するため，上限を０．００５％とした。
【００４４】
Ｃａ：≦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，かえって靱性を劣化させるので，上限を０．０１％とした。
【００４５】
ＲＥＭ：≦０．０２％
ＲＥＭもまた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，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％とした。
【００４６】
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えるためには，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，かえって靱性の低下につながるため，添加する場合は、上限を０．０３％とする。
【００４７】
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，かえって靱性を低下させるので，添加する場合は、上限を０．０１％とする。
【００４８】
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。必要とするピンニング効果をえるためには０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが，０．００６％を超える場合，溶接部，特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱されたＨＡＺでＴｉＮが分解した場合，固溶Ｎの悪影響が著しいため，上限を０．００６％とした。
【００４９】
ＰｃｍＢ≦０．２２
ＰｃｍＢ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ）は溶接割れ感受性組成として，ＨＡＺ部の低温割れ防止のための予熱温度と相関する。
【００５０】
図１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とした。
【００５１】
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以下となる。
【００５２】
Ｐ：≦０．０１０％、Ｓ：≦０．００２％
Ｐ，Ｓはいずれも鋼中に不可避不純物として存在する。特に中心偏析部での偏析が著しい元素であり，母材の偏析部起因の靱性低下を抑制するために，それぞれ上限を０．０１０％，０．００２％とした。
【００５３】
次に，素材鋼板の製造方法の限定理由について説明する。
加熱温度：１０００〜１２００℃
熱間圧延を行う際，鋼片をオーステナイト化するため１０００℃以上に加熱する。一方，１２００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると，ＴｉＮで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，上限を１２００℃とする。
【００５４】
９５０℃以下での累積圧下量≧７０％
本発明では，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ので、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その後の加速冷却で変態生成するベイナイトが微細化し靱性が向上する。
【００５５】
本発明では，低降伏比を達成するために，硬質なＭＡを分散させているので，母相ベイナイト部分の靱性を十分高くしておく必要がある。累積圧下量７０％未満では，細粒化が不十分で島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓともいう，以降ＭＡと略す）の影響をうけて靱性が低下するため，累積圧下量を７０％以上とする．好適には７５％以上の累積圧下量が必要である。
【００５６】
加速冷却の冷却開始温度≧７００℃
熱間圧延後，加速冷却を開始する温度が低いと，その空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成し，母材強度低下の原因となるため、加速冷却を開始する温度の下限温度を７００℃とする。
【００５７】
加速冷却の冷却速度：２０〜８０℃／ｓ
引張強度８００ＭＰａ以上の高強度を達成するため，ミクロ組織をベイナイト主体の組織にする必要がある。このため，熱間圧延後加速冷却を実施する。冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合，比較的高温で変態するので，十分な強度を得ることができない。
【００５８】
一方，８０℃／ｓを超えた冷却速度の場合，後述の冷却停止温度に制御することが難しく，特に表面近傍でマルテンサイト変態が生じ，母材靱性が著しく低下するため，上限を８０℃／ｓとする。
【００５９】
加速冷却の冷却停止温度：４００〜６５０℃
本発明において，加速冷却の冷却停止温度管理は重要な製造条件である。本発明では再加熱後に存在する、Ｃの濃縮した未変態オーステナイトをその後の空冷時にＭＡへと変態させるため，ベイナイト変態途中で未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する必要がある。
【００６０】
冷却停止温度が４００℃未満では、ベイナイト変態が完了するため空冷時にＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。一方，６５０℃を超えると冷却中に析出するパーライトにＣが消費されＭＡが生成しないため，上限を６５０℃とする。
【００６１】
冷却停止後の再加熱温度：６００〜７００℃
加速冷却後ただちに再加熱することで，未変態オーステナイトにＣを濃縮させその後の空冷過程でＭＡを生成させることができる。
【００６２】
再加熱開始までの時間が長い場合，その間の温度低下によって未変態オーステナイトが少なくなり，加熱後の空冷過程で生成するＭＡ量が少なくなるため，３００秒以内で再加熱を行うことが望ましい。好ましくは１００秒以内である。
【００６３】
さらに，再加熱温度が６００℃未満では，十分にオーステナイトへのＣ濃化が起こらず，必要とするＭＡ量を確保することができない。一方、再加熱温度が７００℃を超えると，加速冷却で変態させたベイナイトが再びオーステナイト化してしまい十分な強度が得られないため、再加熱温度を６００℃以上、７００℃以下に規定する。
【００６４】
再加熱温度において，特に温度保持時間を設定する必要はない。また、再加熱後の冷却過程においては、冷却速度によらずＭＡが生成するため，再加熱後の冷却は特に規定しないが、基本的には空冷とすることが好ましい。
【００６５】
以上の成分および鋼板製造条件の限定によって得られる母材のミクロ組織は，連続冷却で変態生成するベイナイト組織のベイナイトラス間に第２相として硬質なＭＡが形成された組織である。
【００６６】
変態途中で冷却を止めて，ただちに再加熱をすることで，ベイナイト相は焼戻し効果により適度に強度が低下する。
【００６７】
同時に，冷却を止めた時点で未変態のオーステナイトには鋼中のＣが濃化してＭＡが多量に生成しやすくなり，その結果，軟質な焼戻しベイナイト相と硬質なＭＡが分散した組織となり降伏比が低下する。
【００６８】
ＭＡが微細かつ均一に分散するため，靱性は低下せず，母相が焼き戻されているため、むしろ向上する。
【００６９】
加速冷却の冷却速度不足等でフェライト主体の組織となった場合，８００ＭＰａ以上の引張強度の達成が困難となる。一方，マルテンサイト組織化すると，強度は十分確保できるものの，靱性が低下する。
【００７０】
ベイナイト中のＭＡは、面積率で５〜２０％分散させることが望ましい。面積率５％未満では，十分降伏比が低くならないため，少なくとも５％以上のＭＡ面積率となっていることが望ましい。
【００７１】
一方，面積率が２０％を超えた場合，母材靱性が著しく劣化するため，上限が２０％以下であることが望ましい。
【００７２】
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。
【００７３】
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。
【００７４】
次に，溶接金属の添加元素の限定理由を説明する。
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≧８００ＭＰａとする必要があり，この強度を得るために０．０５％以上含有している必要がある。一方，０．０９％を超えていると，溶接金属の高温割れが発生しやすくなるため，上限を０．０９％とした。
【００７５】
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，上限を０．４％とした。
【００７６】
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≧８００ＭＰａ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は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，上限を２．０％とした。
【００７７】
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，積極的には添加せず，その上限を０．０１５％とする。
【００７８】
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ためそれぞれ上限を，０．５％，３．０％，１．０％，１．０％とした。
【００７９】
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ため，上限を０．１％とした。
【００８０】
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％以上の含有が必要であるが，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ため，上限を０．０３％とした。
【００８１】
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，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，引張強度８００ＭＰａ以上の高強度化のため，ベイナイト組織とする場合，溶接金属中のＢ量が０．００３０％を超えると靱性の低いマルテンサイト組織が生成するため，上限を０．００３０％とした。
【００８２】
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，上限を０．０３％とした。
【００８３】
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，上限を０．００８％とした。
【００８４】
ＰｃｍＷ≦０．２
ＰｃｍＷ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋６０×Ｂ−１２×Ｎ−４×Ｏ）は溶接金属の溶接性の指標であり，パイプのシーム溶接部がパイプ同士の円周溶接を行ったときに受ける熱影響を受けた後の硬さ（以後、Ｔ−クロス硬さ）と良い相関を有する。
【００８５】
図３はＴ−クロス部１を示し、２は円周溶接、３は縦シーム溶接、３１は縦シーム溶接３の外面側、３２は縦シーム溶接３の内面側、４はＴ−クロス硬さを求める硬さ試験の測定位置で、Ｔ−クロス硬さは円周溶接２のボンド部よりＨＡＺ側２ｍｍの位置で管厚方向に硬さ試験を行い、得られた硬さ分布の最高硬さと定義する。
【００８６】
図２はＴ−クロス硬さとＰｃｍＷの関係を示し、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とした。
【実施例１】
【００８７】
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。
【００８８】
【表１】
2007260716.tif 000002
【００８９】
【表２】
2007260716.tif 000003
【００９０】
得られた鋼板の板幅中央部よりミクロ組織観察用サンプルを採取し、圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いてＭＡを現出させた。その後、面走査型顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に１０視野ミクロ組織写真を撮影し，写真中のＭＡの面積率を画像解析装置にて測定した。
【００９１】
次に，サンプルを再研磨後，ナイタールエッチング法を用い，ミクロ組織を現出させ，ＭＡと同様の方法でベイナイトの面積率の測定，およびその他の相の有無を確認した。
【００９２】
それぞれの鋼板よりＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片および板厚中央位置からＪＩＳ  Ｚ２２０２（１９８０改訂版）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し，鋼板の引張試験およびシャルピー衝撃試験（試験温度-30℃）を実施して，強度と靱性を評価した。
【００９３】
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合わせ溶接を行い，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。
【００９４】
【表３】
2007260716.tif 000004
【００９５】
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（試験温度-20℃）を実施して，溶接部の強度と靱性を評価した。
【００９６】
さらに，ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８に従い，ｙ形溶接割れ試験を実施した。試験環境は，気温３０℃で湿度８０％で、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。
【００９７】
また，溶接継手と直交するように円周溶接を模した、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。円周溶接２のボンド部よりＨＡＺ側２ｍｍの位置で板厚方向に硬さ試験（Ｈｖ５ｋｇ）を行い、得られた硬さ分布の最高硬さを求めた。
【００９８】
母材のミクロ組織，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。
【００９９】
尚、本発明例は、母材の引張り強度８００ＭＰａ以上、降伏比８０％以下、シャルピー吸収エネルギー２５０Ｊ以上、継手引張り強度８００ＭＰａ以上、溶接金属およびＨＡＺのシャルピー吸収エネルギー１００J以上、斜めｙ割れ試験（予熱温度７５℃）で割れ無し、Ｔ−クロス硬さ（Ｈｖ５）３００以下を目標値とした。
【０１００】
【表４】
2007260716.tif 000005
【０１０１】
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，８００ＭＰａを超える母材引張強度を有し，かつ２５０Ｊを超える高いシャルピー吸収エネルギーを満足した。
【０１０２】
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形溶接割れ試験では割れは観察されず、Ｔ−クロス試験の硬さも３００以下で、優れた低温割れ感受性を示した。
【０１０３】
一方、鋼板の成分組成、製造条件または溶着金属の化学成分の何れかが本発明範囲外の比較例では、母材の強度・靱性調査結果，溶接継手部の強度・靱性調査結果，および斜めｙ割れ試験結果，Ｔ−クロス硬さ試験結果のいずれかが本発明の目標値を満足しなかった。
【図面の簡単な説明】
【０１０４】
【図１】鋼の低温割れ阻止予熱温度とＰｃｍ値の相関図。
【図２】Ｔクロス試験でえられた溶接金属ＨＡＺ硬さとＰｃｍＷ値の相関図。
【図３】Ｔークロス硬さ試験を説明する図。
【図４】レーザー・アークハイブリッド溶接を説明する模式図。
【図５】本発明に係る縦シーム溶接部を説明する図で（ａ）はレーザー・アークハイブリッド溶接の外面側一層溶接、（ｂ）はレーザー・アークハイブリッド溶接の内外面側一層溶接、（ｃ）は内面側をレーザー・アークハイブリッド溶接、外面側をサブマージアーク溶接の場合を示す。
【符号の説明】
【０１０５】
１    Ｔ−クロス部
２    円周溶接
３    縦シーム溶接
３１    縦シーム溶接の外面側
３２    縦シーム溶接の内面側
４    Ｔ−クロス硬さを求める硬さ試験の測定位置
５    ハイブリッド溶接
６    レーザトーチ
７    ガスアーク溶接トーチ
８    溶融池
９    ビード
【図１】
2007260716.tif 000006
【図２】
2007260716.tif 000007
【図３】
2007260716.tif 000008
【図４】
2007260716.tif 000009
【図５】
2007260716.tif 000010