(57)【要約】【課題】米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０〜Ｘ１００の高強度を有し、−６０℃の極低温においても、溶接部の靱性が優れた高強度鋼管及びその製造方法を提供する。【解決手段】鋼管の母材及び溶接金属の合金元素添加量を適正な範囲に規定し、且つ溶接金属部のＮｂ＋Ｖ量を適正範囲に規定するとともに、溶接金属部、及び溶融線から５ｍｍまでの範囲の溶接熱影響部において、マルテンサイトとオーステナイトの混合物（Ｍ−Ａ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の体積率が１％未満として構成されている。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３％超０．１０％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下、Ｏ：０．００６％以下を含有し、
さらに、Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５％以下、Ｎｉ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上１．０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１％、Ｂ：０．０００３％以上０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５％以下の内、少なくとも１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
次式（１）
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ  ・・・（１）
で定義されるＰｂ値が２．３〜３．５の範囲である母材と、
質量％で、Ｃ：０．０３５％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５％以上２．２％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００２％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０１％以下、Ｏ：０．０１５％以上０．０５０％以下を含有し、
さらに、Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．５％以下、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．１％以上１．５％以下、Ｍｏ：０．１％以上１．５％以下、Ｖ：０．０１％以上０．０３％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下の内、少なくとも１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
次式（２）
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ  ・・・（２）
で定義されるＰｗ値が０．１５〜０．３０の範囲であり、且つ、Ｎｂ＋Ｖ≦０．０３％の範囲とされた溶接金属部とを有し、
前記溶接金属部、及び溶融線から５ｍｍまでの範囲の溶接熱影響部において、マルテンサイトとオーステナイトの混合物（Ｍ−Ａ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の体積率が１％未満であることを特徴とする溶接部の靱性に優れた高強度鋼管。
【請求項２】
請求項１に記載の成分組成を有する鋼板を成形し、次いで溶接した後、拡菅を行なう拡菅工程が備えられた高強度鋼管の製造方法であって、
前記拡菅工程は、前記鋼管の内外面を溶接した後、溶接金属部及び溶融線から５ｍｍまでの範囲の溶接熱影響部を３００〜５００℃の範囲の温度で加熱し、この温度範囲で２秒以上３００秒以下の時間で保持した後、空冷することを特徴とする溶接部の靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接部の靱性に優れた高強度鋼管及びその製造方法に関するものであり、特に、米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０〜Ｘ１００の高強度を有し、−６０℃の極低温においても、溶接部（溶接金属部、及び溶接熱影響部：ＨＡＺ；Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ）の靱性が優れた高強度鋼管及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、原油や天然ガスを長距離輸送するパイプラインに使用されるラインパイプは、（１）高圧下における輸送効率の向上、（２）薄肉化による現地での溶接効率の向上、等を実現するため、益々高張力化する傾向にある。これまで、米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０までのラインパイプが実用化されているが、上述の理由により、さらに高強度を有するパイプラインに対するニーズが出てきている。
【０００３】
従来、Ｘ１００の高強度ラインパイプは、Ｘ８０級ラインパイプの製造方法（例えば、非特許文献１、２を参照）を基本に検討されているが、このようなラインパイプは低温靱性、特にＨＡＺ靱性の点で問題を有しており、このような問題を解決する画期的な高強度鋼管が望まれている。
また、近年、資源の枯渇を背景に、北極圏における原油や天然ガスの掘削、輸送プロジェクトが盛んに検討されており、−６０℃の極低温におけるＸ８０以上の高強度鋼管のＨＡＺ靱性改善が強く望まれている。
【０００４】
低合金鋼のＨＡＺ靱性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）Ｍ−Ａ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ（マルテンサイトとオーステナイトの混合物：以下、Ｍ−Ａと略称することがある）、
及び上部ベイナイト（Ｂｕ）等の硬化相の分散状態、（３）粒界脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析等、種々の冶金学的要因に支配される。なかでも、ＨＡＺの結晶粒のサイズは、低温靱性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ組織を微細化する数多くの技術が開発、実用化されている。
【０００５】
例えば、ＴｉＮを微細に分散させ、４９０ＭＰａ級高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を改善する技術が提案されている（例えば、非特許文献３を参照）。
しかしながら、非特許文献３に記載された鋼では、析出物が溶融線近傍において１４００℃以上の高温にさらされるため、大部分が粗大化或いは溶解してしまい、ＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靱性が劣化するという問題がある。
【０００６】
上述のような問題を解決するため、鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させ、溶接時のＨＡＺにおいて粒内アシキュラーフェライト（以下、ＩＧＦと略称することがある）を生成させることによって溶融線近傍のＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靱性を改善する技術が提案されている（例えば、特許文献１、２を参照）。
【０００７】
また、ＨＡＺ靱性の改善策として、１４００℃超の熱で加熱される溶融線近傍のＨＡＺのオーステナイト（γ）粒成長を抑制するため、Ｍｇ及びＡｌからなる微細な酸化物を鋼中に数多く分散させ、これを核に０．０１〜０．５μｍのＴｉＮを複合析出させる技術と、溶融線近傍のＨＡＺのγ粒内をＩＧＦの生成によって微細化する技術とを複合させた技術が提案されている（例えば、特許文献３を参照）。
【特許文献１】特開昭６３−２１０２３５号公報
【特許文献２】特開平１−１５３２１号公報
【特許文献３】特開２００２−２１２６７０号公報
【非特許文献１】「ＮＫＫ技法（Ｎｏ．１３８）」日本鋼管株式会社、１９９２年、ｐｐ．２４〜３１
【非特許文献２】「ザ・セブンス・オフショア・メカニクス・アークティック・エンジニアリング（Ｔｈｅ  ７ｔｈ  ｏｆｆｓｈｏｒｅ  Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ  Ａｒｃｔｉｃ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）」、ザ・アメリカン・ソサエティ・オブ・メカニカル・エンジニアズ（ＴＨＥ  ＡＭＥＲＩＣＡＮ  ＳＯＣＩＥＴＹ  ＯＦ  ＭＥＣＨＡＮＩＣＡＬ  ＥＮＧＩＮＥＥＲＳ）、１９８８年、ｖｏｌｕｍｅ  Ｖ、ｐｐ．１７９〜１８５
【非特許文献３】「鉄と鋼」社団法人日本鉄鋼協会、昭和５４年６月、第６５巻第８号１２３２頁
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、上述の技術でも、Ｘ８０以上の高強度ではＨＡＺにおけるＭ-Ａの生成を完全に抑制することができず、ＨＡＺ靱性が劣化してしまうため、ＨＡＺ靱性の改善策としてより優れた技術が必要とされていた。
【０００９】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、特に、米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０〜Ｘ１００の高強度を有し、−６０℃の極低温においても、溶接部の靱性が優れた高強度鋼管及びそ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】
【００１０】
本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．０３％超０．１０％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下、Ｏ：０．００６％以下を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５％以下、Ｎｉ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上１．０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１％、Ｂ：０．０００３％以上０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５％以下の内、少なくとも１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、次式（１）
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ  ・・・（１）
で定義されるＰｂ値が２．３〜３．５の範囲である母材と、
質量％で、Ｃ：０．０３５％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５％以上２．２％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００２％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０１％以下、Ｏ：０．０１５％以上０．０５０％以下を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．５％以下、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．１％以上１．５％以下、Ｍｏ：０．１％以上１．５％以下、Ｖ：０．０１％以上０．０３％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下の内、少なくとも１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
次式（２）
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ  ・・・（２）
で定義されるＰｗ値が０．１５〜０．３０の範囲であり、且つ、Ｎｂ＋Ｖ≦０．０３％の範囲とされた溶接金属部とを有し、
前記溶接金属部、及び溶融線から５ｍｍまでの範囲の溶接熱影響部において、マルテンサイトとオーステナイトの混合物（Ｍ−Ａ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の体積率が１％未満であることを特徴とする溶接部の靱性に優れた高強度鋼管。
【００１１】
（２）  請求項１に記載の成分組成を有する鋼板を成形し、次いで溶接した後、拡菅を行なう拡菅工程が備えられた高強度鋼管の製造方法であって、前記拡菅工程は、前記鋼管の内外面を溶接した後、溶接金属部及び溶融線から５ｍｍまでの範囲の溶接熱影響部を３００〜５００℃の範囲の温度で加熱し、この温度範囲で２秒以上３００秒以下の時間で保持した後、空冷することを特徴とする溶接部の靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【００１２】
本発明者は、鋼管の母材として低Ｃ−Ｎｂ−Ｔｉ系成分鋼材を適用するのに際し、Ｘ８０乃至Ｘ１００の強度を確保するため、母材及び溶接金属の合金元素添加量を適正な範囲に限定し、且つ溶接金属部のＮｂ＋Ｖ量を適正範囲に限定した。また、溶接後に、溶接部を３００〜５００℃の温度範囲に加熱し、この温度範囲で２秒以上３００秒以下の時間で保持した後に空冷することにより、溶接金属部及びＨＡＺにおける靱性に有害なＭ−Ａが低減し、−６０℃の極低温におけるＨＡＺ靱性が向上することを知見し、本発明を完成した。
【発明の効果】
【００１３】
本発明の溶接部の靱性に優れた高強度鋼管及びその製造方法によれば、上記構成により、溶接金属部、及びＨＡＺにおけるＭ-Ａが低減される。これにより、溶接部の靱性に優れた、ＡＰＩ規格でＸ８０〜Ｘ１００の高強度鋼管を得ることができる。
本発明の溶接部の靱性に優れた高強度鋼管を、極寒地のパイプラインに採用した場合には、パイプラインの安全性が著しく向上するとともに、輸送効率を飛躍的に改善することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
以下、本発明に係る溶接部の靱性に優れた高強度鋼管及びその製造方法の実施形態について説明する。
なお、この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
【００１５】
本発明者らが鋭意研究したところによれば、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性は、（１）鋼の化学成分組成、（２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分散状態）に大きく依存し、ＨＡＺ靱性を改善するためには、鋼成分の適正化及び結晶粒の微細化、特にＭ−Ａ等の硬化相の低減が不可欠であると考えられる。
【００１６】
鋼板の内外面を溶接することによって製造される鋼管（例えば、ＵＯＥ鋼管等）は、溶接コストを低減するため、内面１層、及び外面１層の溶接が行なわれる。この場合、内面溶接の溶融線近傍が１４００℃以上の温度に加熱され、その後の外面溶接によってＡｃ１温度直上に再加熱された領域（粗粒＋Ａｃ１部）の靱性が最も低下する。これは、Ａｃ１温度直上に再加熱された際、オーステナイト（γ）に変態した領域に炭素（Ｃ）が濃縮され、その後の冷却過程でＣを多量に含有したＭ−Ａ等の硬化相が多量に生成するためである。Ｍ−Ａは、多量のＣを含有しているので硬く、且つ脆性破壊の発生点になりやすい。鋼を高強度化させるためには、必然的に合金元素の添加量を増量する必要があるが、粗粒＋Ａｃ１部においてＭ−Ａの生成量が増加し、ＨＡＺ靱性は大きく劣化する。
【００１７】
そこで、本発明者らは、粗粒＋Ａｃ１部での靱性の劣化を防止するため、Ｍ−Ａの生成を抑制する方法について鋭意検討した結果、外面側の溶接終了後に、溶接金属部及び溶融線から５ｍｍまでの溶接熱影響部を、３００〜５００℃の温度範囲で２秒以上３００秒以下の時間で加熱保持した後、空冷することにより、靱性に有害なＭ−Ａが焼き戻されて硬さが低減し、ＨＡＺ靱性の改善に極めて有効であることを見出した。
また、外面の溶接終了後に、溶接金属部及び溶融線から５ｍｍまでの溶接熱影響部を、３００〜５００℃の温度範囲で２秒以上３００秒以下の時間で加熱した場合、溶接金属部中に含有されるＮｂ、Ｖが析出することによって硬度が上昇し、低温靱性の低下を招くので、溶接金属部中に添加されるＮｂ＋Ｖ量を制限することにより、溶接金属部の靱性劣化を防止できることを見出した。
【００１８】
すなわち、本発明の特徴は、鋼管の母材として低Ｃ−Ｎｂ−Ｔｉ系成分鋼材を適用するのに際し、Ｘ８０乃至Ｘ１００の強度を確保するため、母材への合金元素添加量をＰｂ値で定義される適正な範囲に限定し、また、溶接金属部の合金添加量をＰｗ値で定義される適正な範囲に限定し、且つＮｂ＋Ｖ量を適正範囲に限定すること、そして、溶接後に、溶接金属部及び溶融線から５ｍｍまでの範囲を３００〜５００℃の温度範囲で２秒以上３００秒以下の時間で加熱保持した後、空冷することにより、溶接金属部及びＨＡＺにおいて靱性に有害なＭ−Ａを焼き戻し、−６０℃の極低温でのＨＡＺ靱性を向上させることにある。
【００１９】
本発明者らは、溶接金属部及び溶融線から５ｍｍまでのＨＡＺにおいて、Ｍ−Ａの体積率が１％未満となった際に、靭性が大幅に向上することを見出した。このように、溶接金属部及びＨＡＺにおけるＭ−Ａ生成量を低下させて靭性を改善するためには、溶接後に溶接部を３００〜５００℃の温度範囲で２秒以上３００秒以下の時間で加熱した後、空冷する必要がある。３００℃未満の温度での加熱では、Ｍ−Ａを焼き戻す効果が少なく、また５００℃を超えるとＮｂやＶ等の析出強化元素が析出し、また炭化物が粗大化して溶接金属部の靭性に悪影響を及ぼすので、加熱温度を３００〜５００℃の範囲に限定した。さらに、保持時間が２秒未満だとＭ−Ａを焼き戻す効果が小さく、３００秒を超えると生産性が低下するだけでなく、炭化物が粗大化して溶接金属部の靱性に悪影響を及ぼすので、加熱時の保持時間を２秒から３００秒の範囲に限定した。
【００２０】
加熱後に溶接部を空冷する理由としては、該溶接部の割れを防止することが挙げられる。また、溶接金属部及び溶融線から５ｍｍまでの範囲を加熱する理由としては、溶融線から５ｍｍまでの範囲において、Ｍ−Ａの生成が最も顕著になることが挙げられる。なお、溶接部の加熱は、高周波や幅射熱等で行なうことができるが、加熱方法は特に限定されず、適宜採用することができる。
【００２１】
［溶接部の靱性に優れた高強度鋼管の成分組成］
本発明の溶接部の靱性に優れた高強度鋼管（以下、高強度鋼管と略称することがある）は、質量％で、Ｃ：０．０３％超０．１０％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下、Ｏ：０．００６％以下を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５％以下、Ｎｉ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上１．０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１％、Ｂ：０．０００３％以上０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５％以下の内、少なくとも１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
次式（１）
Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ  ・・・（１）
で定義されるＰｂ値が２．３〜３．５の範囲である母材と、
質量％で、Ｃ：０．０３５％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５％以上２．２％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００２％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．０１％以下、Ｏ：０．０１５％以上０．０５０％以下を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５％以下、Ｎｉ：０．１％以上２．５％以下、Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下、Ｃｒ：０．１％以上１．５％以下、Ｍｏ：０．１％以上１．５％以下、Ｖ：０．０１％以上０．０３％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下の内、少なくとも１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
次式（２）
Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ  ・・・（２）
で定義されるＰｗ値が０．１５〜０．３０の範囲であり、且つ、Ｎｂ＋Ｖ≦０．０３％の範囲とされた溶接金属部とを有し、前記溶接金属部、及び溶融線から５ｍｍまでの範囲の溶接熱影響部において、マルテンサイトとオーステナイトの混合物（Ｍ−Ａ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の体積率が１％未満とされて概略構成されている。
【００２２】
「母材の成分組成」
以下、本発明に係る溶接部の靱性に優れた高強度鋼管の、母材の成分組成の限定理由について述べる。
【００２３】
（Ｃ：０．０３％超０．１０％以下）
Ｃは、母材及びＨＡＺの強度、靭性を確保するために、０．０３％超の添加が必要である。しかし、０．１０％を超えると母材及びＨＡＺの靱性が低下するとともに、溶接性が劣化するので、０．１０％を上限とした。
【００２４】
（Ｓｉ：０．６％以下）
Ｓｉは、母材の脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、多く添加すると現地溶接性、及びＨＡＺ靭性を劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸は、後述のＴｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要は無い。
【００２５】
（Ｍｎ：０．８％以上２．５％以下）
Ｍｎは、母材の強度、及び低温靱性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかし、Ｍｎの量が多すぎると、鋼の焼入性が増加して現地溶接性、ＨＡＺ靱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、低温靱性も劣化させるので、上限を２．５％とした。
【００２６】
（Ｐ：０．０１５％以下）
Ｐは、本発明において、不可避的不純物であり、その含有量を０．０１５％以下とする。Ｐの含有量を上述とする理由としては、母材及びＨＡＺの低温靭性をより一層向上させることが挙げられる。Ｐ量の低減は、連続鋳造スラブの中心偏析を低減させ、粒界破壊を防止し、低温靭性を向上させる。
【００２７】
（Ｓ：０．００１％以上０．００５％以下）
Ｓは、本発明の高強度鋼管において重要な元素である。ＩＧＦ変態核として酸化物上に硫化物を複合析出させるためには、Ｓを０．００１％以上含有しなければならない。しかし、Ｓの含有量が０．００５％を超えると、母材およびＨＡＺの靭性が劣化するので、上限を０．００５％とした。
【００２８】
（Ｎｂ：０．００５％以上〜０．０５％以下）
Ｎｂは、制御圧延時にνの再結晶を抑制して結晶粒を微細化するだけでなく、析出硬化や焼入性の増大にも寄与して鋼を強靭化する作用を有し、本発明において必須の元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上のＮｂの添加が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎるとＨＡＺ靭性が劣化するので、その上限を０．０５％とした。
【００２９】
（Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下）
Ｔｉは、微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのν粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材及びＨＡＺの低温靱性を改善する、本発明において必須の元素である。この効果を発揮させるためには、０．００５％以上の添加量が必要である。また、Ｔｉ量が多すぎると、ＴｉＮの祖大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるので、その上限を０．０３％とした。
【００３０】
（Ａｌ：０．００５％以下）
Ａｌは、通常脱酸元素としての効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．０５％を超えると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０．０５％とした。
【００３１】
（Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下）
Ｎは、ＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのν粒の粗大化を抑制して、母材及びＨＡＺの低温靱性を向上させる。このような効果を得る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靭性の劣化の原因となるので、その上限は０．００６％に抑える必要がある。
【００３２】
（Ｏ：０．００６％以下）
Ｏは、鋼管の靱性を劣化させる不可避的不純物であるので、少ないほど好ましい。特に、Ｏ量が０．００６％を超えると、鋼中に粗大な酸化物が多量に生成するため、靱性が劣化するので、その上限を０．００６％とした。
【００３３】
次に、本発明の溶接部の靱性に優れた高強度鋼管の母材に、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａの内、少なくとも１種または２種以上を添加する理由について説明する。母材の基本成分に、さらに、これらの元素を添加する主たる目的としては、本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度・低温靭性等の特性の向上を図るためである。従って、その添加量は自ら制限されるべき性質のものである。
【００３４】
（Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５％以下）
Ｍｇは、ＭｇはＡｌとＭｇとの微細な酸化物を形成し、この酸化物を生成核として微細なＴｉＮが生成する。このＴｉＮは、１４００℃以上の高温においても化学的に安定であるので、γ粒の粗大化抑制効果を発揮し、ＨＡＺ靭性を向上させる。Ｍｇ量が０．０００１％以下では上述の効果が薄い。また、Ｍｇの添加量が多すぎると、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．００５％とした。
【００３５】
（Ｎｉ：０．１％以上１．０％以下）
Ｎｉは、溶接性やＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強度や低温靱性を向上させるが、０．１％以下の添加量ではその効果が薄く、また１．０％以上の添加は溶接性に好ましくないため、その上限を１．０％とした。
【００３６】
（Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下）
Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の効果を有すると共に、耐食性、耐水素誘起割れ性等にも効果があり、０．１％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｕを過剰に添加すると、析出硬化により母材及びＨＡＺの靱性の劣化や、熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生するため、その上限を１．０％とした。
【００３７】
（Ｃｒ：０．１％以上１．０％以下）
Ｃｒは、母材及び溶接部の強度を増加させる効果があり、０．１％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｒの添加量が多すぎると、現地溶接性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の上限を１．０％とした。
【００３８】
（Ｍｏ：０．１％以上１．０％以下）
Ｍｏは、母材及び溶接部の強度を上昇させる元素であるが、１．０％を超えると、Ｃｒと同様に、母材やＨＡＺの靭性及び溶接性を劣化させる。また、０．１％以下の添加量では、上述の効果が薄い。
【００３９】
（Ｖ：０．０１％以上０．１％以下）
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して格段に弱い。その効果を発揮させるためには０．０１％以上の添加が必要である。また、上限は現地溶接性及びＨＡＺ靱性の点から、０．１％まで許容できる。
【００４０】
（Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下）
Ｂは、極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、良好な強度と靱性が得られる。この効果を発揮させるためには、０．０００３％以上の添加が必要である。また、Ｂの添加量が多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．００２％とした。
【００４１】
（Ｃａ：０．０００５％以上０．００５％以下）
Ｃａは、硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギーの増加等）させる他、耐サワー性の向上にも著しい効果を発揮する。Ｃａの添加量が０．０００５％以下では、上述の効果が薄く、また、０．００５％を超えて添加すると、ＣａＯ−ＣａＳが大量に生成してクラスター、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添加量を０．０００５％以上０．００５％以下に制限した。
【００４２】
（Ｐｂ値：２．３〜３．５）
鋼管の強度を、目標とするＸ８０乃至Ｘ１００の強度として満足させるためには、合金元素の添加量の適正化が必要である。すなわち、次式｛Ｐｂ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ｝で定義されるＰｂ値を２．３〜３．５の範囲にする必要がある。
Ｐｂ値が２．３未満だと、目標とするＸ８０級以上の強度が確保できない。また、Ｐｂ値が３．５を超えると、Ｍ−Ａの生成が顕著となり、ＨＡＺ靭性が劣化する。このため、Ｐｂ値の範囲を２．３〜３．５に限定した。
【００４３】
「溶接金属部の成分組成」
以下、本発明に係る溶接部の靱性に優れた高強度鋼管の、溶接金属部の成分組成の限定理由について述べる。
【００４４】
（Ｃ：０．０３５％超０．１０％以下）
Ｃは、溶接金属部の高温割れを防止するため、その添加量を０．０３５％以上とすることが必要である。これは、Ｃ量が０．０３５％未満だと、溶接後、凝固する過程でδ凝固が起こり、高温割れが発生するためである。しかしながら、Ｃ量が０．１０％を超えると、溶接金属部の低温靱性が劣化するため、その上限を０．１０％とした。
【００４５】
（Ｓｉ：０．６％以下）
Ｓは、溶接金属部の脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、多量に添加すると低温靱性や現地溶接性を劣化させるので、上限を０．６％とした。
【００４６】
（Ｍｎ：１．５％以上２．２％以下）
Ｍｎは、溶接金属部の強度及び低温靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は1. ５％である。しかし、Ｍｎの添加量が多すぎると鋼の焼入性が増大し、低温靱性や現地溶接性を劣化させるので、上限を２．２％とした。
【００４７】
（Ｎｂ：０．００５％以上０．０３％以下）
Ｎｂは、鋼を強靭化する作用を有し、０．００５％以上の添加量が必要である。しかし、Ｎｂを、０．０３％を超えて添加すると、現地溶接性や靭性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０３％とした
【００４８】
（Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下）
Ｔｉは、微細なＴｉＮを形成して溶接金属部の低温靭性を改善する。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添加量が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性が劣化するので、その上限は０．０３％に限定する必要がある。
【００４９】
（Ｂ：０．０００３％以上０．００２％以下）
Ｂは、極微量の添加で鋼の焼入性を飛躍的に高める元素である。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．０００３％の添加量が必要である。一方、Ｂを過剰に添加すると、低温靭性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００２％とした。
【００５０】
（Ａｌ：０．０５％以下）
Ａｌは、通常、脱酸元素としての効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．０５％を超えると、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０．０５％とした。
【００５１】
（Ｎ：０．００１％以上０．０１％以下）
Ｎは、ＴｉＮを形成して溶接金属部の低温靭性を向上させる。このために必要なＮの最小量は０．００１％である。しかし、Ｎ量が多すぎると低温靭性を劣化させるので、その上限を０．０１％に抑える必要がある。
【００５２】
（Ｏ：０．０１５％以上０．０５０％以下）
Ｏは、溶接金属部中において酸化物を形成し、粒内変態フェライトの核として作用し、組織の微細化に効果がある。しかし、Ｏ量が多すぎると溶接金属の低温靭性が劣化すると共に、スラグ巻き込み等の溶接欠陥を起こす。このため、Ｏ量の下限を０．０１５％、上限を０．０５０％とした。
【００５３】
（Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下）
本発明の高強度鋼管では、溶接金属部に含有される、不純物元素であるＰ、及びＳの量を、それぞれ０．０１５％以下、０．００５％以下とする。
Ｐ、及びＳの含有量を上述の範囲とする主たる理由としては、低温靭性をより一層向上させることが挙げられる。Ｐ量の低減は、粒界破壊を防止して低温靱性を向上させる効果がある。また、Ｓ量の低減は、ＭｎＳを低減して延靭性を向上させる効果がある。
【００５４】
次に、本発明の溶接部の靱性に優れた高強度鋼管の溶接金属部に、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａの内、少なくとも１種または２種以上を添加する理由について説明する。溶接金属部の基本成分に、さらに、必要に応じてこれらの元素を添加する主たる目的としては、本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度・低温靭性等の特性の向上を図るためである。従って、その添加量は自ら制限されるべき性質のものである。
【００５５】
（Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５％以下）
Ｍｇは、溶接金属部の凝固組織を微細化して靭性を向上させる効果を有するが、Ｍｇ添加量が０．０００１％以下ではその効果が無い。また、Ｍｇの添加量が多すぎると溶接金属部の靭性を劣化させるので、その上限を０．００５％とした。
【００５６】
（Ｎｉ：０．１％以上２．５％以下）
Ｎｉは、溶接金属部の低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく、強度を上昇させることを目的として添加される。しかし、Ｎｉ添加量が多すぎると、経済性のみならず、低温靱性等を劣化させるので、その上限を２．５％、下限を０．１％とした。
【００５７】
（Ｃｕ：０．１％以上１．０％以下）
Ｃｕは、Ｎｉと同様に、低温靱性た現地溶接性を劣化させることなく、溶接金属部の強度を上昇させる。しかし、Ｃｕを過剰に添加すると低温靭性が劣化するので、その上限を１．０％とした。Ｃｕの下限として規定した０．１％の数値は、Ｃｕ添加による材質上の効果が顕著になる最小値である。
【００５８】
（Ｃｒ：０．１％以上１．５％以下）
Ｃｒは、溶接金属部の強度を増加させるが、その添加量が多すぎると低温靭性や現地溶接性を著しく劣化させる。このため、Ｃｒ量の上限を１．５％、下限を０．１％とした。
【００５９】
（Ｍｏ：０．１％以上１．５％以下）
Ｍｏは、鋼の焼入性を向上させるために添加される元素であり、この効果を得るためには、最低０．１％の添加量が必要である。しかし、過剰なＭｏ添加は低温靱性や現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．５％とした。
【００６０】
（Ｖ：０．０１％以上０．０３％以下）
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有しているが、その効果はＮｂに比較して弱い。Ｖは、歪誘起析出して強度を上昇させる効果があり、その充分な効果を得るためには添加量の下限を０．０１％とする必要がある。また、Ｖ量の上限は、現地溶接性や低温靭性の観点から０．０３％まで許容できる。
【００６１】
（Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下）
Ｃａは、硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギーの増加等）させる。しかし、Ｃａ量が０．００１％以下では実用上効果が無く、また、０．００５％を超えて添加すると、ＣａＯ−ＣａＳが大量に発生して溶接欠陥を発生させる。このためＣａ添加量を０．００１％以上０．００５％以下に限定した。
【００６２】
（Ｐｗ値：０．１５〜０．３０）
溶接金属部において、目標とするＸ８０乃至Ｘ１００の強度を満足させるためには、合金元素添加量の適正化が必要である。すなわち、次式｛Ｐｗ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ｝で定義されるＰｗ値を０．１５〜０．３０の範囲にする必要がある。
Ｐｗ値が０．１５未満だと、目標とするＸ８０級以上の溶接部強度が確保できない。また、Ｐｗ値が０．３０を超えると、Ｍ−Ａの生成が顕著となり、靭性が劣化するとともに、低温割れが発生する。このため、Ｐｗ値の範囲を０．１５〜０．３０に限定した。
【００６３】
（Ｎｂ＋Ｖ≦０．０３％）
本発明では、溶接金属部を上記組成とし、且つ、Ｎｂ及びＶの添加量の関係が、Ｎｂ＋Ｖ≦０．０３％の範囲とされていることが必要である。
溶接金属部中に含有されるＮｂ、Ｖが析出すると硬度が上昇し、低温靱性の低下を招くが、溶接金属部中に添加されるＮｂ＋Ｖ量を上述の範囲とすることにより、溶接金属部の靱性が向上する。
【００６４】
「マルテンサイトとオーステナイトの混合物（Ｍ−Ａ）の体積率：１％未満」
本発明の溶接部の靱性に優れた高強度鋼管は、母材及び溶接金属部が上記成分組成とされ、また、溶接金属部、及び溶融線から５ｍｍまでの範囲の溶接熱影響部において、マルテンサイトとオーステナイトとの混合物であるＭ−Ａの体積率が１％未満とされている。靱性の向上に対して有害なＭ−Ａが低減されることにより、ＨＡＺ靱性が向上し、ＡＰＩ規格でＸ８０〜Ｘ１００の高強度鋼管を得ることができる。特に、−６０℃の極低温におけるＨＡＺの低温靱性が向上することにより、本発明の高強度鋼管を極寒地のパイプラインに採用した場合には、パイプラインの安全性が著しく向上するとともに、輸送効率を飛躍的に改善することが可能となる。
【００６５】
［溶接部の靱性に優れた高強度鋼管の製造方法］
本発明の溶接部の靱性に優れた高強度鋼管の製造方法は、上述の成分組成を有する鋼板を成形し、次いで溶接した後、拡菅を行なう拡菅工程が備えられた高強度鋼管の製造方法であって、前記拡菅工程は、前記鋼管の内外面を溶接した後、溶接金属部及び溶融線から５ｍｍまでの範囲の溶接熱影響部を３００〜５００℃の範囲の温度で加熱し、この温度範囲で２秒以上３００秒以下の時間で保持した後、空冷する方法として概略構成されている。
以下、本発明の高強度鋼管の製造方法の各限定項目について説明する。
【００６６】
「加熱温度：３００〜５００℃」
本発明では、鋼管の内外面を溶接した後、溶接金属部及び溶融線から５ｍｍまでの範囲の溶接熱影響部を３００〜５００℃の範囲の温度で加熱する。
上述したように、溶接金属部及びＨＡＺにおけるＭ−Ａ生成量を低下させて靭性を改善するためには、溶接後に溶接部を３００〜５００℃の温度範囲で加熱する必要がある。３００℃未満の温度での加熱では、Ｍ−Ａを焼き戻す効果が少なく、また５００℃を超えるとＮｂやＶ等の析出強化元素が析出し、また炭化物が粗大化して溶接金属部の靭性に悪影響を及ぼす。
本発明の製造方法では、溶接金属部及び溶融線から５ｍｍまでの範囲を加熱することにより、Ｍ−Ａの生成が最も顕著になる範囲において、Ｍ−Ａ生成量を低減することができる。
なお、溶接熱影響部の加熱方法としては、高周波や幅射熱等で行なうことができるが、加熱方法は特に限定されず、適宜採用することができる。
【００６７】
「加熱時の保持時間：２秒以上３００秒以下」
本発明では、上記温度範囲で溶接熱影響部を加熱する際の保持時間を２秒以上３００秒以下としている。加熱時の保持時間が２秒未満だと、Ｍ−Ａを焼き戻す効果が小さく、３００秒を超えると生産性が低下するだけでなく、炭化物が粗大化して溶接金属部の靱性に悪影響を及ぼすので、保持時間を上記範囲とした。
【００６８】
「加熱後の空冷」
本発明では、上記温度範囲及び保持時間で溶接熱影響部を加熱した後、該溶接熱影響部の空冷を行なう方法としている。加熱後に溶接熱影響部を空冷することにより、該溶接部の割れを防止することができる。
【００６９】
本発明の製造方法によって得られる高強度鋼管は、上述したように、Ｍ−Ａが低減されることによってＨＡＺ靱性が向上し、ＡＰＩ規格でＸ８０〜Ｘ１００の強度が得られ、特に−６０℃の極低温におけるＨＡＺの低温靱性に優れた鋼管として得ることができる。
【実施例】
【００７０】
以下、本発明に係る溶接部の靱性に優れた高強度鋼管の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００７１】
［サンプル作製］
下記表１及び表２に示す化学成分組成を有し、転炉−連結鋳造法で各成分の鋼片から製造された鋼板を用い、下記表３に示す製造条件によって、板厚が１２〜３８ｍｍの範囲とされた本発明鋼（鋼符号１〜１２）、及び比較鋼（鋼符号１３〜２２）の鋼管を製造し、その後、高周波によって溶接部を３１０〜５３０℃の範囲の各温度条件で加熱し、当該温度で３〜３２０秒の範囲の時間で保持した後、空冷し、以下に説明する評価試験において諸性質を調査した。
【００７２】
［評価試験］
まず、母材の機械的特性は、鋼管円周方向から直径１２．７ｍｍ、ゲージレングス５０．８ｍｍの丸棒引張試験片を採取して引張試験を行うとともに、上記各鋼の板厚の１／２ｔ部位より採取した試験片を用いてシャルピー試験を行い、下記表３に示した。
また、鋼管内外面に１層のＳＡＷ（サブマージドアーク溶接）を実施した後、上記各鋼の板厚の１／２ｔ部位より採取した試験片を用いてシャルピー試験を行った。ノッチ位置は、溶接金属部中央及びＨＡＺ（内面溶接と外面溶接の溶接金属が交わる点から１ｍｍの位置）とし、結果を下記表３に示した。
また、溶接金属部のＭ−Ａ分率は、試料を研磨してＭ−Ａを現出させる腐食液で腐食させた後、溶接金属部幅中央１／４ｔ部の位置を１０００倍の倍率で写真撮影した後、画像解析装置によって求め、下記表３に示した。
また、ＨＡＺのＭ−Ａは、試料を研磨してＭ−Ａを現出させる腐食液で腐食させた後、１／４ｔ部の溶融線から０．５ｍｍ、ｌｍｍ、３ｍｍ、及び５ｍｍの各位置を１０００倍の倍率で写真撮影した後、画像解析装置によって求め、それらの値の最大値を下記表３に示した。
【００７３】
本発明鋼（鋼符号１〜１２）、及び比較鋼（鋼符号１３〜２２）の鋼管の各々の成分組成を表１〜２に示し、また、製造条件及び各評価試験結果を表３に示す。
表１〜２には、鋼管母材と溶接金属の化学成分を示し、表３には、溶接部の加熱温度、保持時間および冷却方法を示すとともに、鋼管母材の機械的性質及び鋼管溶接部の機械的性質を示している。
【００７４】
【表１】
2007246933.tif 000002
【００７５】
【表２】
2007246933.tif 000003
【００７６】
【表３】
2007246933.tif 000004
【００７７】
表１及び表３に示す結果から明らかなように、本発明の高強度鋼管（本発明鋼１〜１２）は、母材の強度（ＹＳ、ＴＳ）、及び低温靭性に優れているとともに、溶接金属部及びＨＡＺの靱性に優れていることがわかる。
【００７８】
これに対して、比較鋼１３〜２２（従来の鋼管）では、化学成分や製造条件等が適切でないため、何れかの特性が劣っている。
比較鋼１３は、母材のＰｂ値が低すぎるため、目標の強度を満足していない。
また、比較鋼１４は、母材のＰｂ値が高すぎるため、ＨＡＺ靭性が劣っている。
また、比較鋼１５は、溶接金属部のＰｗ値が低すぎるため、溶接部の強度が低くなっている。
また、比較鋼１６は、溶接金属部のＰｗ値が高すぎるため、この溶接金属部の靭性が劣っている。
【００７９】
比較鋼１７は、溶接金属部のＮｂ十Ｖ量が多すぎるため、この溶接金属の靭性が劣っている。
また、比較鋼１８は、加熱温度が低すぎるためにＭ−Ａの分率が高く、良好な低温靭性が得られなかった例である。
また、比較鋼１９は、加熱温度が高すぎるため、溶接金属部の靱性が劣っている。
【００８０】
比較鋼２０は、加熱後の保持時間が短すぎるためにＭ−Ａの分率が高く、良好な低温靭性が得られなかった例である。
また、比較鋼２１は、加熱後の保持時間が長すぎるため、溶接金属部の靭性が劣っている。
また、比較鋼２２は、加熱後に水冷を行なったため、溶接部に割れが発生した。
【００８１】
以上の結果により、本発明の溶接部の靱性に優れた高強度鋼管が機械的特性に優れていることが明らかである。また、本発明の高強度鋼管（ＡＰＩ規格：Ｘ８０〜Ｘ１００）を極寒地のパイプラインに採用した場合には、パイプラインの安全性が著しく向上するとともに、輸送効率を飛躍的に改善できることが明らかである。