(57)【要約】【課題】コーティング処理後において耐座屈性能と低温靭性に優れたＡＰＩのＸ１００級高強度鋼管とその製造方法および母材となる鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】母材が質量％で、Ｃ：０．０３％超え、０．０８％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ、Ｓ、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｏ：０．００５％以下、更にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの一種または二種以上、０．１９≦ＰＣＭ≦０．２５、残部Ｆｅおよび不可避的不純物で、ＴＳ７６０〜９３０ＭＰａ、５％以上の一様伸び、ＹＲ８５％以下で、ミクロ組織が、島状マルテンサイトを含むベイナイトを主体とし、下部ベイナイトを１〜１０％、さらに残留オーステナイトを３％以下を備え、サブマージアーク溶接によるシーム溶接が入熱８０ｋＪ／ｃｍ以下で特定のシーム溶接金属の成分組成を有する鋼管。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％超え、０．０８％以下、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ：０．００５％以下、
を含有し、更に、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
の一種以上を含有し、
下記式（１）で計算されるＰＣＭ値（単位は質量％）が０．１９≦ＰＣＭ≦０．２５を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、引張強度が７６０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下、一様伸びが５％以上、降伏比が９０％以下、試験温度−１５℃でのシャルピー吸収エネルギーが２３０Ｊ以上の母材部と、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
を含有し、更に、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
Ｖ：０．１％以下
の一種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物であるシーム溶接部の溶接金属を備え、
母材部のミクロ組織が、島状マルテンサイトを含むベイナイト組織を主体とし、前記島状マルテンサイトは長軸径が２μｍ以下、前記ベイナイト組織は方位差角１５°以上の境界で囲まれるベイニティックフェライトの長軸径が２０μｍ以下、かつ、下部ベイナイトを面積分率で１〜１０％、さらに残留オーステナイトを面積分率で３％以下を含み、ミクロ組織全体に対する前記島状マルテンサイトの面積率が３％以上１２％以下であることを特徴とする、耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管。
ＰＣＭ（％）＝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】
シーム溶接部の継手強度が７６０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下である請求項１に記載の耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管。
【請求項３】
母材及び／またはシーム溶接部の溶接金属の化学成分が、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％
の一種以上を含有する請求項１または２記載の耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管。
【請求項４】
２５０℃以下の温度で３０分以下の歪時効処理後において、一様伸びが５％以上、降伏比が９０％以下であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載の耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管。
【請求項５】
請求項１または３に記載の母材の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、９５０℃超えでの累積圧下率が１０％以上、７５０℃以下での累積圧下率が７５％以上となるように６５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で４５０℃以上６００℃未満の温度まで加速冷却し、加速冷却停止後、ただちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で、再加熱温度が５００〜６５０℃、かつ冷却停止温度＋５０℃以上となるように再加熱することを特徴とする耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記熱間圧延において、更に、７５０℃超え９５０℃以下での累積圧下率が２０％以上であることを特徴とする、請求項５に記載の耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項５または６に記載の製造方法による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、内外面それぞれの溶接入熱が８０ｋＪ／ｃｍ以下、且つ下式（２）を満たすことを特徴とする耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管の製造方法。
内面入熱≦外面入熱  …（２）
【請求項８】
突合せ部を内外面から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７記載の耐座屈性能に優れた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、地盤変動の激しい地震地帯や凍土地帯で用いる天然ガス及び原油の輸送用鋼管に好適なＡＰＩ規格Ｘ１００級の強度を有する耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管とその製造方法および低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法に関し、特にコーティング処理後の特性に優れるものに関する。
【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溶接鋼管は、高圧化による輸送効率の向上や、現地溶接の施工能率の向上が課題とされ、年々高強度化するとともに、溶接性を考慮した成分組成で高圧化に対応するため厚肉化も進展しつつある。
【０００３】
また、鋼管の用いられる環境が寒冷かつ地盤変動地帯へと拡大しているため、母材部の高速延性破壊防止の観点から母材部の低温靭性や耐座屈性能に優れることも要求されている。
【０００４】
特許文献１はこのような特性を備えた、ＡＰＩ規格Ｘ１００級の耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法に関し、引張り強さが６２０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下で、優れた耐座屈性能とするため、座屈開始時の曲げ圧縮側の圧縮座屈限界歪と曲げ引張側の破断限界歪を、５％以上の一様伸びを有し、降伏比（０．５％耐力／引張り強さ）を８５％以下として向上させている。
【０００５】
また、溶接熱影響部の靭性を向上させるため、母材の成分組成においてＢを活用し、溶接熱影響部を特定のミクロ組織とし、−３０℃における溶接ボンド部のシャルピー吸収エネルギーとして１００Ｊ以上が得られることを開示している。
母材部の低温靭性として−４０℃のシャルピー吸収エネルギーとＤＷＴＴ試験片による−２０℃でのＳＡ値が開示されている。
【０００６】
特許文献２は、ＡＰＩ規格Ｘ１００以上の高強度と優れた溶接熱影響部靭性および変形能を有する鋼管に関し、溶接熱影響部靭性を向上させるため極低Ｃ−Ｎｂ−Ｔｉ系において合金元素含有量を適正な範囲に制御し、変形能を向上させるため管軸方向の引張試験における一様伸びを３％以上、母材部管軸方向の引張試験における降伏強度を円周方向の引張試験における降伏強度の０．９倍以上とすることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００９−５７６２９号公報
【特許文献２】特開２００３−２９３０７８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
ところで、ラインパイプに用いられるＵＯＥ鋼管やＥＲＷ鋼管、ＳＰＬ鋼管、プレスベンド鋼管等の溶接鋼管は、鋼板を冷間で管状に成形して、突合せ部を溶接後、防食等の観点から鋼管外面に２５０℃で３０分程度加熱してコーティングするコーティング処理が施される。
【０００９】
コーティング処理と製管時の加工歪みによる歪時効で、０．５％耐力が上昇し、コーティング処理後の鋼管における降伏比が鋼板における降伏比よりも大きくなり、鋼管の塑性変形能、耐座屈特性に悪影響を及ぼすことが懸念されるが、特許文献１、２には、この点について記載がなく不明である。
【００１０】
また、特許文献１、２で鋼管の塑性変形能に及ぼす因子が相違するなど、ＡＰＩＸ１００級の鋼板の場合、母材部の変形性能や靭性に及ぼすミクロ組織の影響について十分解明されていない。
【００１１】
そこで、本発明は、コーティング処理の前後において、母材の引張特性が、引張強度が７６０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下、一様伸びが５％以上、降伏比が９０％以下で、−１５℃でのＤＷＴＴ試験において延性破面率８５％以上、−１５℃における母材部のシャルピー吸収エネルギーが２３０Ｊ以上、ＨＡＺ粗粒(ＣＧＨＡＺ)における試験温度−１５℃でのシャルピー吸収エネルギー１００Ｊ以上の、耐座屈特性、低温靭性に優れる低温用高強度溶接鋼管とその製造方法および低温用高強度溶接鋼管用鋼材の製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
なお、本発明に係る高強度溶接鋼管には、ＡＰＩのＸ１００級の規格すべてを満足するもののほか、ＡＰＩのＸ１００級の引張強さを有しつつ、その他の一部の特性をＡＰＩ規格範囲外に調整したものも含まれる。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者等は、上記課題を解決するため、鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
１．母材組織を、島状マルテンサイトを有するベイナイト組織とすることにより、耐歪時効性が向上し、コーティング処理後も優れた耐座屈性を確保できる。このためには、島状マルテンサイトの面積分率を高精度にコントロールすることが重要である。さらに、第二相組織として、硬質の島状マルテンサイトの他に、残留オーステナイト（γ）や下部ベイナイトを含む場合も同様の効果が得られることを新たに見出した。
２．粗大な島状マルテンサイト組織は破壊の発生・伝播を促進し、低温靭性を劣化させる傾向を示すので、所望の低温靱性を確保するためには島状マルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの組織サイズを高精度にコントロールすることが重要である。また、１に記載の第二相組織の残留オーステナイトや下部ベイナイトの分率を高精度にコントロールすることが重要である。
３．Ｘ１００級の高強度の鋼板において、シャルピー試験で−１５℃での吸収エネルギー２３０Ｊ以上を達成するためには、ミクロ組織を微細化する必要がある。
【００１４】
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． 成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％超え、０．０８％以下、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ：０．００５％以下、
を含有し、更に、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
の一種以上を含有し、
下記式（１）で計算されるＰＣＭ値（単位は質量％）が０．１９≦ＰＣＭ≦０．２５を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、引張強度が７６０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下、一様伸びが５％以上、降伏比が９０％以下、試験温度−１５℃でのシャルピー吸収エネルギーが２３０Ｊ以上の母材部と、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：１．５〜３．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
を含有し、更に、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
Ｖ：０．１％以下
の一種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物であるシーム溶接部の溶接金属を備え、
母材部のミクロ組織が、島状マルテンサイトを含むベイナイト組織を主体とし、前記島状マルテンサイトは長軸径が２μｍ以下、前記ベイナイト組織は方位差角１５°以上の境界で囲まれるベイニティックフェライトの長軸径が２０μｍ以下、かつ、下部ベイナイトを面積分率で１〜１０％、さらに残留オーステナイトを面積分率で３％以下を含み、ミクロ組織全体に対する前記島状マルテンサイトの面積率が３％以上１２％以下であることを特徴とする、耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管。
ＰＣＭ（％）＝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．シーム溶接部の継手強度が７６０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下である１に記載の耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管。
３．母材及び／またはシーム溶接部の溶接金属の化学成分が、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％
の一種以上を含有する１または２記載の耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管。
４．２５０℃以下の温度で３０分以下の歪時効処理後において、一様伸びが５％以上、降伏比が９０％以下であることを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管。
５．１または３に記載の母材の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、９５０℃超えでの累積圧下率が１０％以上、７５０℃以下での累積圧下率が７５％以上となるように６５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で４５０℃以上６００℃未満の温度まで加速冷却し、加速冷却停止後、ただちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で、再加熱温度が５００〜６５０℃、かつ冷却停止温度＋５０℃以上となるように再加熱することを特徴とする耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法。
６．前記熱間圧延において、更に、７５０℃超え９５０℃以下での累積圧下率が２０％以上であることを特徴とする、５に記載の耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法。
７．５または６に記載の製造方法による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、内外面それぞれの溶接入熱が８０ｋＪ／ｃｍ以下、且つ下式（２）を満たすことを特徴とする耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管の製造方法。
内面入熱≦外面入熱  …（２）
８．突合せ部を内外面から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７記載の耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、耐座屈性能、母材靱性に優れた、ＡＰＩＸ１００級の低温用高強度溶接鋼管とその製造方法および低温用高強度溶接鋼管用鋼板が得られ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】溶接継手シャルピー試験における採取位置とノッチ位置を説明する図で、（ａ）は外面ＦＬノッチのシャルピ−試験片、（ｂ）はＲｏｏｔ−ＦＬノッチのシャルピ−試験片である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明では、鋼管を構成する母材の成分組成、母材ミクロ組織および引張強度特性、鋼管のシーム溶接部における溶接金属の成分組成、および製造方法を規定する。以下、順に説明する。
【００１８】
［母材の成分組成］
説明において％は、質量％とする。
Ｃ：０．０３％超え、０．０８％以下
Ｃはマルテンサイト組織等の低温変態組織や第２相の島状マルテンサイト組織においては過飽和に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％を超える含有が必要であるが、０．０８％を超えて含有すると、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０．０８％とする。なお、降伏比を低く制御する上で必要な硬質相である島状マルテンサイトの量を確保するためには、０．０５％以上含有することが好ましいため、好ましくは、０．０５％以上０．０８％以下とする。
【００１９】
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
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なく、０．５％を超えて含有すると靱性が著しく低下するため上限を０．５％とする。より好ましくは、０．０１〜０．２％である。０．２％以下に抑制することで、鋼管母材部ミクロ組織中の島状マルテンサイトの過剰な生成を抑制し、母材靱性を向上させることができる。このため、より好ましくは、上限を０．２％とする。
【００２０】
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。１．５％以上の含有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、３．０％を超える含有を行うと、中心偏析部での遅れ破壊の原因となるため、上限を３．０％とする。より好ましくは、１．６〜２．５％である。
【００２１】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０１％以上の含有で十分な脱酸効果が得られるが、０．０８％を超えて含有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。より好ましくは、０．０２〜０．０６％である。
【００２２】
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
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、０．００５％以上含有する。一方、０．０２５％を超えて含有すると、ＨＡＺの靱性および母材の靱性のうち特にシャルピー吸収エネルギーを著しく損ねることから上限を０．０２５％とする。より好ましくは、０．０１０〜０．０２５％である。
【００２３】
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、ＨＡＺ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％以上の含有が必要であるが、０．０２５％を超えて含有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。より好ましくは、０．００８〜０．０２０％である。
【００２４】
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
Ｎは通常鋼中の不可避的不純物として存在するが、Ｔｉ含有により、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％以上鋼中に存在することが必要であるが、０．０１０％を超える場合、溶接部、特に溶接ボンド近傍で１４５０℃以上に加熱された領域でＴｉＮが分解し、固溶Ｎの悪影響が著しいため、上限を０．０１０％とする。より好ましくは、０．００２〜０．００５％である。
【００２５】
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。より好ましくは、Ｏ：０．００３％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００１％以下である。
【００２６】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの一種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ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以上を含有する。
【００２７】
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
Ｃｕは、０．０１％以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与する。しかし、１．０％以上の含有を行うと、靱性劣化が生じるため、上限を１．０％とし、Ｃｕを含有する場合は、０．０１〜１．０％とする。より好ましくは、０．１〜０．５％である。
【００２８】
Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、０．０１％以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与する。特に、多量に含有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、Ｎｉを含有する場合は、上限を１．０％とし、Ｎｉを含有する場合は０．０１〜１．０％とする。より好ましくは、０．１〜０．５％である。
【００２９】
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒもまた０．０１％以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与する。一方、１．０％を超えて含有すると、靱性が劣化するため、上限を１．０％とし、Ｃｒを含有する場合は０．０１〜１．０％とする。より好ましくは、０．１〜０．５％である。
【００３０】
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏもまた０．０１％以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与する。一方、１．０％を超えて含有すると、靱性が劣化するため、上限を１．０％とし、Ｍｏを含有する場合は０．０１〜１．０％とする。より好ましくは、０．１〜０．５％である。
【００３１】
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％以上の含有によりこの効果が得られるが、０．１％を超えて含有すると、析出強化が著しく靱性が低下するため、上限を０．１％とし、Ｖを含有する場合は０．０１〜０．１％とする。より好ましくは、０．０１〜０．０５％である。
【００３２】
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
Ｂを０．０００３％以上含有すると、ポリゴナルフェライトの生成が抑制される。このため、Ｂを含有しない鋼に比べて、より低温域でも、オーステナイト域圧延を実施することが可能となり、その結果、ＤＷＴＴ試験などで評価される靱性が向上する。また、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、靭性に有害なＭＡを含む上部ベイナイトの生成を抑制し、下部ベイナイトあるいはマルテンサイトの生成を容易にする。Ｂを０．００２０％より多く含有すると母材靱性が劣化するため、上限を０．００２０％とする。
【００３３】
ＰＣＭ（％）：０．１９〜０．２５
ＰＣＭ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組成で、各元素は含有量（質量％）とし、含有しない元素は０とする。
【００３４】
本発明では、母材の引張強さで７６０ＭＰａ以上、および、継手強度で７６０ＭＰａ以上を達成するため、ＰＣＭを０．１９％以上とし、一方、円周溶接性確保の観点から０．２５％以下とする。さらに、より好ましくは、０．２３％以下である。
【００３５】
以上が本発明に係る鋼管の母材部の基本成分組成で残部Ｆｅ及び不可避的不純物であるが、溶接部の靭性を更に向上させる場合、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇの一種以上を含有することができる。
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含有することができる。
【００３６】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
製鋼プロセスにおいて、Ｃａ含有量が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を含有する場合にはＣａの下限を０．０００５％とする。
【００３７】
一方、Ｃａ含有量が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するうえに、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、含有する場合は、０．０００５〜０．０１％とする。より好ましくは、０．００１〜０．００５％である。
【００３８】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭは鋼中で酸硫化物を形成し、０．０００５％以上含有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％を超えて含有しても効果が飽和するため、上限を０．０２％とし、含有する場合は、０．０００５〜０．０２％とする。より好ましくは、０．００１〜０．００５％である。
【００３９】
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％以上の含有が必要であるが、０．０３％を超えて含有すると、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、含有する場合は、０．０００５〜０．０３％とする。より好ましくは、０．００１〜０．０１％である。
【００４０】
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％以上の含有が必要であるが、０．０１％を超えて含有すると、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、含有する場合は、０．０００５〜０．０１％とする。より好ましくは、０．００１〜０．００５％である。
【００４１】
［シーム溶接部の溶接金属の成分組成］
説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．１０％
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を７６０ＭＰａ以上とする必要があり、この強度を得るために０．０３％以上含有している必要がある。一方、０．１０％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０．１０％とした。より好ましくは、０．０５〜０．０８％である。
【００４２】
Ｓｉ：０．５％以下
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有用であるが、０．５％を超えると、溶接作業性の劣化を引き起こすため、上限を０．５％とした。より好ましくは、０．３％以下である。
【００４３】
Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｍｎは溶接金属の高強度化に重要な元素である。特に、引張強度を７６０ＭＰａ以上とするためには１．５％以上含有させる必要があるが、３．０％を超えると溶接性が劣化するため、上限を３．０％とした。より好ましくは、１．６〜２．５％である。
【００４４】
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下
Ｐ、Ｓは溶接金属中では粒界に偏析し、その靱性を劣化させるため、上限をそれぞれ０．０１５％、０．００５％とした。より好ましくは、それぞれ０．０１％以下、０．００３％以下である。
【００４５】
Ａｌ：０．０５％以下
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による脱酸の方が、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、積極的には含有せず、その上限を０．０５％とする。より好ましくは、０．０３％以下である。
【００４６】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは溶接金属の高強度化に有効な元素である。特に、引張強度を７６０ＭＰａ以上とするためには０．００５％以上含有させる必要があるが、０．０５％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．０５％とした。より好ましくは、０．００５〜０．０４％であり、さらに好ましくは、０．００５〜０．０３％である。
【００４７】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
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０．００５％以上の含有が必要であるが、０．０３％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。より好ましくは、０．００５〜０．０２％である。
【００４８】
Ｎ：０．０１０％以下
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０．０１０％以下とすることで著しく改善されるため、上限を０．０１０％とした。より好ましくは、０．００８％以下である。
【００４９】
Ｏ：０．０１５〜０．０４５％
溶接金属中の酸素量の低減は靱性改善効果があり、特に０．０４５％以下とすることで著しく改善されるため、上限を０．０４５％とした。一方、溶接金属中の酸素量を０．０１５％未満とすると溶接金属の組織微細化に有効な酸化物量が低下し、逆に溶接金属の靭性が劣化するため、下限を０．０１５％とした。より好ましくは、０．０１５〜０．０３５％である。
【００５０】
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
強度グレードが７６０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下のラインパイプ用溶接管においては、溶接金属のミクロ組織を微細なベイナイト主体組織とするために、Ｂ含有が有効であり、このような効果を得るためには０．０００３％以上、０．００５０％以下の含有が必要である。なお、より好ましい範囲は、０．０００５〜０．００５０％であり、さらに好適な範囲は０．０００５〜０．００３０％以下である。より一層好ましくは、０．０００７〜０．００２０％である。
【００５１】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの一種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの一種以上を含有する場合、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｖ：０．１％以下とする。
【００５２】
母材と同様に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、一種以上を、いずれも０．０１％以上含有させる。ただし、その量が多くなると溶接ワイヤへの合金元素含有量が多大となり、ワイヤ強度が著しく上昇する結果、サブマージアーク溶接時のワイヤ送給性に障害が生じるためＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはそれぞれ上限を、１．０％、２．５％、１．０％、１．５％とした。より好ましくは、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．３％、Ｃｒ：０．０１％以上０．５％未満、Ｍｏ：０．０１〜１．２％である。ＮｉおよびＭｏのさらに好ましい範囲は、それぞれ、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％であり、よりいっそう好ましい範囲は、それぞれ、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％である。
【００５３】
Ｖ：０．１％以下
適量のＶ含有は靱性および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り、この効果を発揮させるためには０．０１％以上を含有することが好ましい。一方、０．１％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。より好ましくは、０．０５％以下である。
【００５４】
以上が本発明に係る鋼管のシーム溶接の溶接金属部の基本成分組成であるが、溶接金属部の靭性を更に向上させる場合、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇの一種以上を含有することができる。
【００５５】
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、溶接金属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含有することができる。
【００５６】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
溶接金属の溶融凝固プロセスにおいて、Ｃａ含有量が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を含有する場合にはＣａの下限を０．０００５％とする。
【００５７】
一方、Ｃａ含有量が０．０１％を超えた場合、粗大ＣａＯが生成しやすくなり、靱性が低下するため、上限は０．０１％とし、含有する場合は、０．０００５〜０．０１％とする。より好ましくは、０．００１〜０．００５％である。
【００５８】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭは鋼中で酸硫化物を形成し、０．０００５％以上含有することで溶接金属部のオーステナイト粒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％を超えて含有しても効果が飽和するため、上限を０．０２％とし、含有する場合は、０．０００５〜０．０２％とする。より好ましくは、０．００１〜０．０１％である。
【００５９】
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し、溶接金属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％以上の含有が必要であるが、０．０３％を超えて含有すると、溶接金属部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、含有する場合は、０．０００５〜０．０３％とする。より好ましくは、０．００１〜０．０１％である。
【００６０】
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇは微細な酸化物として生成し、溶接金属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％以上の含有が必要であるが、０．０１％を超えて含有すると、溶接金属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、含有する場合は、０．０００５〜０．０１％とする。より好ましくは、０．００１〜０．００５％である。
【００６１】
［母材のミクロ組織］
鋼管として優れた耐座屈性能と、試験温度−１５℃での母材のシャルピー衝撃試験で２３０Ｊ以上の吸収エネルギー、および母材の優れた耐歪時効特性を得るため、母材のミクロ組織を、島状マルテンサイトを含むベイナイト組織を主体とする組織に規定する。島状マルテンサイトを含むベイナイト組織は、母相のベイナイト組織が軟質相、島状マルテンサイトが硬質相の２相組織となり、降伏比（０．５％降伏強度／引張強度）を低下させる。
【００６２】
本発明では、耐座屈性能を有する鋼管を得るため、降伏比（０．５％降伏強度／引張強度）が９０％以下となるように、硬質相である島状マルテンサイトの面積率を３％以上とする。
【００６３】
ただし、本発明において島状マルテンサイトの面積率は、ベイナイトおよび島状マルテンサイトのほか、後述するように許容される範囲内の残部組織をも含めた、ミクロ組織全体に対する島状マルテンサイトの面積率を指すものとする。
【００６４】
耐座屈性能は、母材の引張強度特性をラウンドハウス型、かつ高い加工硬化指数（ｎ値）を有するＳ−Ｓカーブとすることが必要で、本発明では、ｎ値と同等の効果を示す降伏比（０．５％降伏強度／引張強度）を９０％以下にすることを目標にミクロ組織を規定する。母材のミクロ組織においてベイナイトとは、狭義には、ベイニティックフェライトのことを指すものとする。
【００６５】
試験温度−１５℃でのシャルピー吸収エネルギー２３０Ｊ以上とするため、島状マルテンサイトの長軸径を２μｍ以下、かつ、方位差角１５°以上の境界で囲まれるベイニティックフェライトの長軸径を２０μｍ以下の微細なミクロ組織とする。
【００６６】
島状マルテンサイトの面積率が１２％を超えると、ミクロ組織の微細化が実施されても上記の母材靱性、９０％以下の降伏比を達成することが困難であるため、１２％以下とする。
【００６７】
母材鋼板のミクロ組織を、島状マルテンサイトを含むベイナイト組織を主体とし、島状マルテンサイトを面積率３％以上１２％以下とすることにより、Ｃが島状マルテンサイトの未変態オーステナイト相に濃化し、ベイナイト相の固溶Ｃ量が少なくなるため、優れた耐歪時効特性を得ることができる。
【００６８】
その結果、一般的な鋼管のコーティング工程では高温かつ長時間に相当する２５０℃で３０分保持の熱履歴を経ても、歪時効による降伏応力の上昇と、これに伴う一様伸びの低下を抑制することができ、コーティング後において、一様伸び：５％以上、および、降伏比：９０％以下を確保することができる。
【００６９】
更に、母材のミクロ組織を上述のように規定することで、試験温度−１５℃でのＤＷＴＴ試験で延性破面率８５％以上を達成することもできる。
【００７０】
なお、島状マルテンサイトを含むベイナイト組織を主体とするとは、全体の８０％以上が該組織であることを意味し、残部に下部ベイナイトや残留オーステナイトを含むことを許容する。本発明では、これらの組織をそれぞれ面積分率で１〜１０％、１〜３％含有することで母材のシャルピー吸収エネルギーを向上させることができる。組織の同定は、板厚中心位置で走査型電子顕微鏡を用い、倍率２０００倍で観察して行い、面積率はランダムに１０視野以上観察して、その平均値を求めて行う。
【００７１】
［母材鋼板の製造条件］
本発明では、上述した成分組成を有する鋼を、熱間圧延した後、加速冷却し、その後ただちに再加熱を行い、母材鋼板を製造する。
【００７２】
以下の説明において、加熱温度、圧延終了温度、冷却終了温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、測温したスラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却終了温度（４５０〜６００℃未満）まで冷却するのに必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で除した平均冷却速度である。
【００７３】
また、加熱速度は、冷却後、再加熱温度（５００〜６５０℃）までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で除した平均昇温速度である。以下、各製造条件について詳しく説明する。
【００７４】
加熱温度：１０００〜１３００℃
熱間圧延を行うにあたり、オーステナイト化するため、下限は１０００℃とする。一方、１３００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると、ＴｉＮ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１３００℃とした。より好ましくは、１０００〜１１５０℃である。
【００７５】
９５０℃超えでの累積圧下率：１０％以上
オーステナイト再結晶域で圧延を行うことで、粗大オーステナイト粒の生成等の混粒化が抑制される。累積圧下率が１０％未満ではその効果が期待できないため、９５０℃超えでの累積圧下率を１０％以上とした。
【００７６】
オーステナイト未再結晶域の比較的高温側で圧延を行うことで、粗大オーステナイト粒の生成等の混粒化が更に抑制される。この温度域に相当する７５０℃超え９５０℃以下での累積圧下率が２０％未満では効果が小さいため、７５０℃超え９５０℃以下での累積圧下率を２０％以上とすることが好ましい。
【００７７】
７５０℃以下での累積圧下率：７５％以上
オーステナイト未再結晶域の低温側の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ニティックフェライトおよび島状マルテンサイトが微細化し、靱性が大幅に向上する。
【００７８】
本発明では、低降伏比を達成するために、硬質相として島状マルテンサイトを分散させ、一方、それによる靱性低下を防ぐため、圧下率を７５％以上としてベイナイトの微細化を促進する。より好ましくは、８０％以上である。
【００７９】
このようなオーステナイト未再結晶域の低温側にて累積で大圧下を行うことにより、組織の微細化を通じた靭性向上効果が顕著となる。
【００８０】
圧延終了温度：６５０℃以上
熱間圧延終了温度が６５０℃未満では、その後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、母材強度が低下する。初析フェライト生成を抑制するため、下限温度を６５０℃とした。より好ましくは、６５０〜７００℃である。
【００８１】
熱間圧延後の加速冷却およびその後の再加熱処理は本発明で重要なプロセスである。加速冷却をベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度域で終了させ、その後ただちに再加熱を行い、未変態オーステナイトからベイナイトへの変態を生じさせる。
【００８２】
比較的高温で生成するベイナイト中のベイニティックフェライトは、その許容できるＣ固溶量が少ないため、Ｃが周囲の未変態オーステナイトへ排出され、再加熱時のベイナイト変態の進行に伴い、未変態オーステナイト中のＣ量が増加する。
【００８３】
このとき、オーステナイト安定化元素である、Ｍｎ、Ｓｉ等が一定以上含有されていると、再加熱終了時でもＣが濃縮した未変態オーステナイトが残存し、再加熱後の冷却過程（空冷）でＭＡへと変態する結果、最終的に、母材組織が島状マルテンサイトを含むベイナイト組織となる。
【００８４】
加速冷却の冷却速度：１０℃／ｓ以上
引張強度７６０ＭＰａ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１０℃／ｓ未満の場合、比較的高温でベイナイト変態が開始するため、十分な強度を得ることができない。よって、加速冷却の冷却速度を１０℃／ｓ以上とした。より好ましくは、１２〜５０℃／ｓである。
【００８５】
加速冷却の冷却停止温度：４５０℃以上６００℃未満
加速冷却は、ベイナイト変態途中の未変態オーステナイトが存在する温度域で停止する。冷却停止温度が４５０℃未満では、十分な未変態オーステナイトを確保することが困難であり、再加熱後の空冷時に十分な島状マルテンサイトが得られず、８５％以下の低降伏比化が達成できない。
【００８６】
一方、冷却停止温度が６００℃以上になると冷却中に析出するパーライトにＣが消費され島状マルテンサイトが生成しないため、上限を６００℃未満とした。強度・靱性バランスの観点から、より好ましくは、５００〜５５０℃である。
【００８７】
冷却停止後の再加熱の昇温速度：０．５℃／ｓ以上
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島状マルテンサイトを生成させることができる。なお、ここで、加速冷却後ただちに再加熱するとは、加速冷却停止後、３分以内に０．５℃／ｓ以上の昇温速度での再加熱を開始することをいう。
【００８８】
昇温速度が０．５℃／ｓ未満の場合、ベイナイト中のセメンタイトが粗大化し、母材靱性が低下するため、昇温速度は０．５℃／ｓ以上とする。より好ましくは、１．０〜１０℃／ｓである。
【００８９】
再加熱温度：５００〜６５０℃、且つ冷却停止温度＋５０
再加熱温度が５００℃未満で、且つ冷却停止温度＋５０℃未満では、十分にオーステナイトへのＣ濃化が起こらず、必要とする島状マルテンサイト面積率を確保することができないため、５００℃以上、且つ冷却停止温度＋５０℃以上とする。
【００９０】
一方、再加熱温度が６５０℃を超えると、島状マルテンサイト以外の第二相として、下部ベイナイトや残留オーステナイトの面積分率が十分得られず、母材のシャルピー吸収エネルギー向上の効果が少なくなるため、６５０℃以下に規定し、更に冷却停止温度する。強度・靱性バランスの観点から、好ましくは、５８０℃、且つ冷却停止温度＋５０℃以上〜６４０℃である。
【００９１】
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。再加熱後の冷却過程において冷却速度によらず島状マルテンサイトは生成するため、再加熱後の冷却は基本的には空冷とすることが好ましい。加速冷却後の再加熱は、加速冷却装置と同一ライン上に配置した高周波加熱装置で行うと、加速冷却後、直ちに加熱することが容易となり好ましい。
なお、鋼の製鋼方法については特に限定しないが、品質と経済性の観点から、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。
【００９２】
以上の製造プロセスにより、７６０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下の引張強度で、５％以上の一様伸びを有し、降伏比（０．５％耐力／引張強度×１００）が９０％以下の高変形性能を有しながら、−１５℃でのＤＷＴＴ試験において延性破面率８５％以上、−１５℃でのシャルピー吸収エネルギーが２３０Ｊ以上の低温靱性を有する鋼板を得ることが可能となる。
【００９３】
［鋼管の製造条件］
本発明に係る耐座屈性能および母材の低温靭性に優れた高強度鋼管は上述した引張強度特性を備えた母材鋼板を常法に従い、鋼管とする。鋼管の製造方法は、Ｕプレス、Ｏプレスで円筒形とした後、シーム溶接を行い、その後、拡管を行う、ＵＯＥ式製造方法や母材鋼板に対し適宜プレスによる曲げ加工を実施して円筒形とし、シーム溶接後、拡管するプレス製造方法、あるいはロール成形により円筒形とし、シーム部を溶接するロールフォーミング等の様々なものがあるが、特に限定しない。溶接部が鋼管の長手方向に直線的なストレートシーム溶接、溶接部がらせん状のスパイラル溶接のいずれであっても良い。
【００９４】
シーム溶接は、仮付溶接後、内面、外面を１層ずつサブマージアーク溶接で行い、サブマージアーク溶接に用いられるフラックスは特に制限はなく、溶融型フラックスであっても焼成型フラックスであってもかまわない。また、必要に応じ、溶接前の予熱、あるいは溶接後の熱処理を行う。
【００９５】
サブマージアーク溶接の溶接入熱（ｋＪ／ｃｍ）は、上述した成分組成において母材鋼板のＰＣＭが０．１９〜０．２５％、入熱８０ｋＪ／ｃｍ以下の範囲内で、調整する。
【００９６】
特に、外面側溶接および内面側溶接の入熱バランスが下記式（２）を満たす溶接条件とすれば、内面側のＨＡＺ粗粒(ＣＧＨＡＺ)部のγ粒粗大化を抑制することができ、外面側およびＲｏｏｔ側のＦＬ位置（ボンド部と言う場合がある）から採取された継手ＨＡＺ靱性として、ＨＡＺ粗粒(ＣＧＨＡＺ)における試験温度−１５℃でのシャルピー吸収エネルギー１００Ｊ以上を安定的に確保可能となる。
【００９７】
なお、安定的に確保とは、−１５℃以下の試験温度で１００回以上の継手ＨＡＺシャルピー試験を実施したときの累積破損確率が１％以下となることを意味する。
内面入熱≦外面入熱  …（２）
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。拡管率が０．４％未満であると、特に板厚２０ｍｍ以上の厚肉の場合、通常要求される真円度を達成することが困難である。また、拡管率が２．０％超の場合には、溶接金属と溶接熱影響部の境界のボンド部への歪集中が増大しすぎて拡管割れの懸念がある。また、過度の歪導入により継手特性の劣化が懸念される。真円度や継手強度・靱性確保を向上する観点から、好ましくは、０．５〜１．５％である。
【００９８】
ボンド部近傍で旧オーステナイト粒径が５０μｍ以上となるＨＡＺ粗粒(ＣＧＨＡＺ)のミクロ組織は、外面側の表面から６ｍｍの位置を走査型電子顕微鏡（倍率５０００倍）でランダムに１０視野以上観察して同定する。
【実施例】
【００９９】
表１に示す種々の化学組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造によって１７０〜２５０ｍｍ厚の鋳片とした後、表２に示す熱間圧延、加速冷却、再加熱条件で鋼板１〜１５を作製した。なお、再加熱は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を用いて行った。
【０１００】
更に、これらの鋼板をＵプレス、Ｏプレスによって成形した後、サブマージアーク溶接で内面シーム溶接後、外面シーム溶接を行った。その後、０．６〜１．２％の拡管率にて拡管して外径４００〜１６２６ｍｍの鋼管にした。表３に鋼管１〜１５（但し鋼板３、６、８による鋼管は２体）の内面シーム溶接と外面シーム溶接の溶接金属部の化学組成を示す。
【０１０１】
得られた鋼管の継手強度を評価するため、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片を母材部については管軸方向から、シーム溶接部については管の円周方向より採取し、引張試験を実施した。
【０１０２】
鋼管の溶接継手部からＪＩＳ  Ｚ２２０２（１９８０）のＶノッチシャルピー衝撃試験片１および３を図１−Ａおよび図１−Ｂに示す外面ＦＬ、Ｒｏｏｔ−ＦＬの２通りの位置から採取し、−１５℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施した。ノッチ位置２はＨＡＺと溶接金属が１：１の割合で存在する位置とした。なお、符号１は外面ＦＬノッチのシャルピー試験片、符号２はシャルピー試験片のノッチ位置、符号３はＲｏｏｔ−ＦＬノッチのシャルピー試験片、符号５は外面溶接金属、符号６は内面溶接金属、符号７は溶融線（ＦＬ、ボンド部）を示す。
【０１０３】
また、鋼管の母材部の板厚中央位置からＪＩＳ  Ｚ２２０２（１９８０）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−１５℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施した。さらに、ＡＰＩ−５Ｌに準拠したＤＷＴＴ試験片を鋼管から採取し、−１５℃の試験温度で試験を行い、ＳＡ値（Ｓｈｅａｒ  Ａｒｅａ：延性破面率）を求めた。
【０１０４】
本発明は母材鋼板の引張強度が７６０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下で、５％以上の一様伸びを有し、かつ引張強度に対する０．５％耐力の割合が９０％以下且つ、母材における試験温度−１５℃でのシャルピー吸収エネルギーが２３０Ｊ以上、ＤＷＴＴＳＡ−１５℃が８５％以上であり、鋼管のシーム溶接継手強度が７６０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下、ＨＡＺ粗粒(ＣＧＨＡＺ)における試験温度−１５℃でのシャルピー吸収エネルギー１００Ｊ以上を目標性能とする。
【０１０５】
表４に試験結果を示す。試験Ｎｏ．１〜８は母材、溶接部が、本発明の規定を満足する発明例で、所望の母材部の強度・降伏比・一様伸び・靱性および、シーム溶接部の高ＨＡＺ靭性を示し、母材部のミクロ組織において、面積率３％以上１２％以下の島状マルテンサイトを含むベイナイト組織を主体とし、含有する島状マルテンサイトの長軸径が２μｍ以下であり、かつ、方位差角１５°以上の境界で囲まれるベイニティックフェライトの長軸径が２０μｍ以下であり、かつ、下部ベイナイト面積率が１〜１０％、残留オーステナイト面積率が３％以下となっていた。
【０１０６】
一方、試験Ｎｏ．９は母材成分が請求項１記載の発明範囲内であるが、鋼板の圧延において７５０℃以下の累積圧下率が７５％を下回っていた（表２参照）ために、母材靭性が低下した。溶接部のミクロ組織は請求項１記載の規定を満足し、良好な靭性が得られている。
【０１０７】
試験Ｎｏ．１０は母材成分が請求項１記載の発明範囲内であるが、鋼板製造時の冷却停止温度が低すぎたため、必要なＭＡ面積率を確保できず、２５０℃にて３０分間保持の歪時効処理の前において、鋼管母材の降伏比の評価基準を満たさなかった。
【０１０８】
試験Ｎｏ．１１、１２は母材成分が請求項１記載の発明範囲内であるが、鋼板の圧延において再加熱温度が６５０℃を上回っていた（表２参照）ために、母材靭性が低下した。
【０１０９】
試験Ｎｏ．１３、１４、１５は母材成分が請求項１記載の発明範囲内であるが溶接入熱が高く、上部ベイナイト組織の分率が高くなったために、外面側、内面側Ｒｏｏｔ部ともにＨＡＺ靭性が低下した。
【０１１０】
試験Ｎｏ．１６は、ＰＣＭが本発明の下限を下回り、母材の引張強度および継手の引張強度が７６０ＭＰａ未満となり、また、継手のＨＡＺ粗粒(ＣＧＨＡＺ)組織が上部ベイナイト組織となり、外面側、内面側Ｒｏｏｔ部ともにＨＡＺ靭性が低下した。
【０１１１】
試験Ｎｏ．１７は、ＰＣＭ値が本発明の上限を上回り、ＨＡＺ粗粒(ＣＧＨＡＺ)組織がマルテンサイト組織となり、外面側、内面側Ｒｏｏｔ部ともにＨＡＺ靭性が低下した。さらに、母材部のＭＡ面積率が高すぎて、母材靱性が低下した。
【０１１２】
試験Ｎｏ．１８は、内面側および外面側ともに溶接入熱８０ｋＪ／ｃｍ以下であるが、内面側の溶接入熱が外面側の溶接入熱よりも高く、Ｒｏｏｔ部のミクロ組織において、オーステナイト粒径が大きい状態で速い冷却を受けるために、粗大な上部ベイナイト組織となり、Ｒｏｏｔ側のＨＡＺ靱性が低下した。
【０１１３】
【表１】
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【０１１４】
【表２】
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【０１１５】
【表３】
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【０１１６】
【表４】
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【符号の説明】
【０１１７】
１：外面ＦＬノッチのシャルピー試験片
２：シャルピー試験片のノッチ位置
３：Ｒｏｏｔ−ＦＬノッチのシャルピー試験片
５：外面溶接金属
６：内面溶接金属
７：溶融線
【図１】
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