(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
シーム溶接部の溶接金属において、本シーム溶接で形成される内面および外面本溶接金属の成分が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：１．２〜２．２％、Ｐ：≦０．０１％、Ｓ：≦０．０１％、Ｎｉ：１．３〜６％、Ｔｉ：０．０１８〜０．０５％、Ａｌ：≦０．０１０％、Ｂ：≦０．００５％を含有し、さらに、ＣｒおよびＭｏの２種を合計量で１〜２．５％含有し、あるいはＣｒ、ＭｏおよびＶの３種を合計量で１〜２．５％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、前記内面および外面本溶接金属の内の少なくとも内面本溶接金属の組織中に残留オーステナイト相を１％以上含有することを特徴とする耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度鋼管。
【請求項２】
前記溶接金属のベイナイト・マルテンサイト分率が５０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度鋼管。
【請求項３】
前記溶接金属の引張り強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度鋼管。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：≦０．６％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．００３％、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１５〜０．６％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：≦０．０１３４％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｍｇ：≦０．００６％を含有し、さらに、Ｂ：≦０．００５％、Ｖ：≦０．１％、Ｃｕ：≦１％、Ｃｒ：≦０．８％、Ｃａ：≦０．０１％、およびＲＥＭ：≦０．０２％の内の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る鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、開先加工が施された鋼板端部を突き合わせた後、その突き合わせ開先部を、仮付け溶接を行った後、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：≦０．３％、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：４〜８．５％、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの内の１種または２種以上の合計量：３〜５％、Ｔｉ：０．０６０〜０．１５％を含有し、Ａｌ：≦０．０３３％に規制し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶接ワイヤ−と焼成型フラックスもしくは溶融型フラックスを用いて内面側および外面側からサブマージアーク溶接により本溶接を行い、その後、拡管を行うことを特徴とする耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超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、天然ガス・原油輸送用ラインパイプとして広く使用でき、かつ高圧化・高効率輸送、小外径・低重量での高効率の現地施工が可能となる超高強度鋼管およびその製造方法に関し、特に耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する引張強さ（ＴＳ）が９００ＭＰａ以上の超高強度鋼管およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、原油・天然ガスの長距離輸送方法としてパイプラインの重要性がますます高まっている。現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５が設計の基本になっており、実際の使用量も圧倒的に多い。
【０００３】
しかし、（１）高圧化による輸送効率の向上、（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、より高強度ラインパイプが要望されている。これまでにＸ８０（引張強さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプの実用化がされているが、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。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（たとえばＮＫＫ技報No.138(1992), pp24-31 およびThe 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering (1988), Volume V, pp179-185) を基本に検討されているが、これではせいぜい、Ｘ１００（引張強さ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も、既に鋼板製造の研究は行われている（ＰＣＴ／ＪＰ９６／００１５５、００１５７）が、強度・低温靱性バランスを始めとして、溶接熱影響部（ＨＡＺ）および溶接金属の靱性、現地溶接性、継手軟化、バースト試験による管体破断が可能な溶接部特性などの多くの問題を抱えており、これらを克服した超高強度（Ｘ１００超）ラインパイプの製造技術の早期開発が要望されている。
【０００４】
一方、ＨＴ８０、ＨＴ１００クラスの高張力鋼管のシーム溶接効率を向上する目的で、シーム溶接を従来の小入熱の多層溶接から大入熱による両面１パス溶接で行う方法が検討されている。しかしながら、このような超高強度鋼管のシーム溶接を大入熱１パス溶接する場合には、溶接金属の低温割れが発生しやすくなり、従来、このような低温割れを防止するために、溶接部の予熱あるいは後熱処理を行わざるを得なかった（溶接学会誌49（1980）p.572）。
【０００５】
実際の超高強度ラインパイプ製造ラインのシーム溶接時にこのような予熱あるいは後熱処理を適用すると、その装置のために多大な費用がかかるだけではく、予熱、後熱のための処理時間を考慮すると必ずしも生産性向上のための抜本的解決策とは言えなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上記従来技術の問題点を鑑みて、本発明は、引張強さ９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度ラインパイプの製造方法において、大入熱での両面１パスシーム溶接を行う際に、溶接金属の低温割れがない超高強度鋼管および溶接金属の低温割れを防止できる超高強度鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記の課題を解決するものであり、その要旨とするところは、以下の通りである。
（１）シーム溶接部の溶接金属において、本シーム溶接で形成される内面および外面本溶接金属の成分が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：１．２〜２．２％、Ｐ：≦０．０１％、Ｓ：≦０．０１％、Ｎｉ：１．３〜６％、Ｔｉ：０．０１８〜０．０５％、Ａｌ：≦０．０１０％、Ｂ：≦０．００５％を含有し、さらに、ＣｒおよびＭｏの２種を合計量で１〜２．５％含有し、あるいはＣｒ、ＭｏおよびＶの３種を合計量で１〜２．５％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、前記内面および外面本溶接金属の内の少なくとも内面本溶接金属の組織中に残留オーステナイト相を１％以上含有することを特徴とする耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度鋼管。
（２）前記溶接金属のベイナイト・マルテンサイト分率が５０％以上であることを特徴とする上記（１）に記載の耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度鋼管。
（３）前記溶接金属の引張り強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度鋼
管。
（４）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：≦０．６％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．００３％、Ｎｉ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１５〜０．６％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：≦０．０１３４％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｍｇ：≦０．００６％を含有し、さらに、Ｂ：≦０．００５％、Ｖ：≦０．１％、Ｃｕ：≦１％、Ｃｒ：≦０．８％、Ｃａ：≦０．０１％、およびＲＥＭ：≦０．０２％の内の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る鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、開先加工が施された鋼板端部を突き合わせた後、その突き合わせ開先部を、仮付け溶接を行った後、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：≦０．３％、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：４〜８．５％、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの内の１種または２種以上の合計量：３〜５％、Ｔｉ：０．０６０〜０．１５％を含有し、Ａｌ：≦０．０３３％に規制し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶接ワイヤ−と焼成型フラックスもしくは溶融型フラックスを用いて内面側および外面側からサブマージアーク溶接により本溶接を行い、その後、拡管を行うことを特徴とする耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度鋼管の製造方法。
【０００８】
【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。
本発明が目的とする９００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度鋼管において、この強度レベルの超高強度鋼管では、従来の主流であるＸ６５と較べて約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になる。一方、Ｘ６５を用いて上記超高強度ラインパイプと同等なガス輸送効率を達成する場合は、圧力を高めるために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以上の引張強さ（ＴＳ）を有する超高強度ラインパイプが必要とされる理由であるが、このような超高強度ラインパイプでは、極端に鋼管の製造が困難になる。
【０００９】
特に、鋼管の製造時のシーム溶接において発生する溶接金属の低温割れは、溶接金属の強度およびシーム溶接時の入熱量に依存してその発生頻度が高くなる傾向がある。溶接金属の強度低下は、母材との強度バランスを確保するために限界があり、シーム溶接時の入熱量低下（小入熱多層盛溶接化）は、生産性低下の問題がある。したがって、従来、超高強度鋼管のシーム溶接を大入熱両面１パス溶接で行う場合には、溶接部の予熱、後熱処理によって溶接金属の低温割れを防止していた。
【００１０】
本発明者らは、引張強さが９００ＭＰａ以上の超高強度鋼管の製造時の大入熱両面１パスシーム溶接において、従来の溶接部の予熱、後熱処理を行わずとも溶接金属の低温割れを防止できる生産性に優れた超高強度鋼管の製造方法を実験等により鋭意検討した。
図１に超高強度鋼管のシーム溶接部を示す。通常の鋼管製造時のシーム溶接は、管状に成形した鋼板両端部を付き合わせた後、付き合わせ部を最初に外面からＭＡＧアーク溶接等で仮付け溶接を行い、その後、その仮付け溶接部をさらに内面、次ぎに外面からサブマージドアーク溶接等で本溶接を行う。通常、図１に示すように仮付け溶接時に形成された仮付け溶接金属部４と重複するように、内面から本溶接を行って内面本溶接金属部２を形成し、この内面本溶接金属部２と重複すし、かつ仮付け溶接金属部４を溶融するように、外面から本溶接を行って外面溶接金属部１を形成する。
【００１１】
発明者らは、種々の溶接条件にてシーム溶接を行って、その溶接金属の組織と耐低温割れ性との関係を詳細に検討した。その結果、超高強度の溶接金属の低温割れは、図１に示される外面からの本溶接後の内面本溶接金属２中で生じ、この内面本溶接金属２の組織中に残留オーステナイト相が多く存在した場合に、耐低温割れ性が良好となり、特に残留オーステナイト相の含有量が１％以上でその効果は顕著に発揮されることを見いだした。
【００１２】
これは、この内面本溶接金属２中に残留オーステナイトが多く存在すると、溶接金属中の水素がトラップされ、見かけの水素の拡散定数が下がり、溶接金属の低温割れが生じない許容限界水素量が増加するためと考えられる。
本発明は、これらの知見をもとになされたものであり、シーム溶接部中の本溶接時に形成される内面本溶接金属および外面本溶接金属の内の少なくとも内面本溶接金属の組織中に残留オーステナイト相を１％以上含有することを特徴とする耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度鋼管である。
【００１３】
本発明では、内面本溶接金属および外面本溶接金属の内の少なくとも内面本溶接金属の組織中に残留オーステナイト相を１％以上含有する必要があるが、これは、残留オーステナイト相を１％未満になると、溶接金属中の水素トラップによる低温割れが生じない許容限界水素量を増加させる効果が充分発揮されず、引張強さ（ＴＳ）：９００ＭＰａ以上の超高強度の溶接金属の低温割れを防止することができなくなるためである。
【００１４】
また、溶接金属の引張り強度を９００ＭＰａ以上とするためには、溶接金属のベイナイト・マルテンサイト組織においてベイナイト・マルテンサイト分率が５０％以上とすることが必要がある。
また、本発明では、溶接金属の成分を以下のように規定する。
なお、以下に示す％は、特に説明がない限りは質量％を意味する。
【００１５】
Ｃ量は０．０４〜０．１４％に限定する。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、現地溶接部とシーム溶接が交わるいわゆるＴクロス部のＨＡＺ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％がよい。
【００１６】
Ｓｉは低温割れを抑制するための残留オーステナイトを形成させるために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、内外面本溶接の低温靱性を確保するために上限を１％とした。
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、また、Ｍｎ含有硫化物の介在物を生成し、それを核として粒内ベイナイトを生成させて溶接金属の低温靱性を向上させる。特に粒内に陽イオン空孔型のＴｉ含有酸化物が存在すると、そのＴｉ含有酸化物の周囲にＭｎ含有硫化物が析出し、粒内のＭｎ含有硫化物の生成を促進し、粒内ベイナイトが生成が促進される。また、Ｍｎは本発明の目的とする低温割れを抑制するための残留オーステナイトを形成するためにも必要な成分である。これらの効果を得るために、その添加量の下限を１．２％とする。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。
【００１７】
Ｐ、Ｓは、溶接金属の低温靭性の劣化、低温割れ感受性の低減のために、その含有量は低くすることが好ましく、それぞれの上限量を０．０１０％と規定した。
Ｎｉは、焼入れ性を高めて強度を確保し、さらには、低温靱性向上させ、かつ低温割れを抑制するための残留オーステナイトを形成させるために必要である。１．３％以下では目標の強度・低温靭性を得ることが難しいため、下限を１．３％とする。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６％とした。
【００１８】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、いずれも焼入れ性を高め、高強度を得るために必要な元素であり、ＣｒおよびＭｏの２種を合計量で１〜２．５％の範囲で添加するか、あるいはＣｒ、ＭｏおよびＶの３種を合計量で１〜２．５％の範囲で添加する。その含有量の合計量が１％未満では効果が十分でなく、一方、過度に多量添加すると低温割れの危険が増すため上限を２．５％とした。Ｂは微量で焼入れ性を高め、溶接金属の低温靭性向上に有効な元素であるが、含有量が多すぎると却って低温靭性が低下するので含有範囲を０．００５％以下とした。
【００１９】
Ａｌは、脱酸成分として知られ、Ａｌ2Ｏ3等の酸化物を生成するが、その酸化物は、陰イオン空孔型酸化物であり、ＭｎＳ等のＭｎ含有硫化物との結合性が悪いため、粒内でのＭｎ含有硫化物の生成を阻害しないために極力低くすることが好ましい。そのために、本発明では、その含有量の上限を０．０２％に規定する。なお、溶接金属のＡｌ量の上限は、本発明の実施例の表４の実施Ｎｏ．１のＡｌ量の０．０１０％に基づいて、０．０１０％以下とする。
【００２０】
Ｔｉは、粒内ベイナイトを生成させるＴｉ含有酸化物やこの酸化物とＭｎ含有硫化物の複合粒子の介在物を生成させるために必須な成分であり、粒内にこれらの介在物を核として粒内ベイナイトを生成させて溶接金属の低温靱性を向上させる。これらの効果を得るためにその含有量の下限は０．００３％とする。また、Ｔｉが過度に多すぎるとＴｉ炭化物が多く生成し、低温靱性を劣化させるので上限を０．０５％にした。なお、溶接金属のＴｉ量の下限は、本発明の実施例の表４の実施Ｎｏ．２のＴｉ量の０．０１８％に基づいて、０．０１８％以上とする。
【００２１】
また、本発明では、上記成分の他に、溶接時の精錬・凝固を良好に行わせるために必要に応じて、さらに、溶接金属中にＺｒ、Ｎｂ、Ｍｇ等の元素を含有させても良い。なお、溶接金属に含まれる酸素量は、２０ｐｐｍ以上であることが好ましい。
次に本発明の超高強度鋼管の製造方法について、以下に説明する。
【００２２】
本発明の超高強度鋼管は、鋼板をＵ形次いでＯ形に成形するＵＯ工程で管状に成形した後、この突き合わせ部をアーク溶接にて仮付けシーム溶接後、内外面から大入熱で１パスのサブマージドアーク溶接により本シーム溶接を行い、その後、拡管して真円度を高める鋼管の製造方法にて効率良く製造することができる。このようなサブマージドアーク溶接による本シーム溶接は、溶接効率に優れるが、母材の希釈率が大きいため、所望の溶接金属組成および特性を得るためには、母材からの成分希釈を考慮して溶接材料を選択する必要がある。また、本シーム溶接の前に行う仮付けシーム溶接は、本シーム溶接に比べてその溶接面積が少なく溶接金属部の品質への影響が小さい。したがって、本発明においては、本シーム溶接に用いる溶接ワイヤーの成分は規定する必要があるが、仮付けシーム溶接に用いる溶接ワイヤーの成分は特に規定する必要はない。
【００２３】
以下に、本発明の鋼管製造時の本シーム溶接に用いる溶接ワイヤーの化学組成の限定理由を述べる。なお、以下に示す％は、特に説明がない限りは、質量％を示すものとする。
Ｃは、溶接金属で必要とされるＣ量の範囲を得るために、母材成分による希釈および雰囲気からＣの混入を考慮して０．０１〜０．１２％とした。
【００２４】
Ｓｉは、溶接金属で必要とされるＳｉ量の範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して０．３％以下とした。
Ｍｎは、溶接金属で必要とされるＭｎ量の範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して１．２％〜２．４％とした。
Ｎｉは、溶接金属で必要とされるＮｉ量の範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して４％〜８．５％とした。
【００２５】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、これらの成分のうちの１種又は２種以上の合計量が溶接金属で必要とされる含有量の範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して３〜５％とした。Ｔｉは溶接金属で必要とされるＴｉ量の範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して０．００５〜０．１５％とした。なお、溶接ワイヤのＴｉ量の下限は、本発明の実施例の表３の実施Ｎｏ．２のＴｉ量の０．０６０％に基づいて、０．０６０％以上とする。
【００２６】
また、Ｐ、Ｓ、Ａｌは、不可避的不純物成分であり、本発明では、溶接金属の低温靱性の劣化を抑制するために、極力少ない方が望ましく、ＰおよびＳはそれぞれ０．０１％以下とし、Ａｌは、０．０２％以下に規制することが好ましい。なお、溶接ワイヤのＡｌ量は、本発明の実施例の表３の実施Ｎｏ．１のＡｌ量の０．０３３％に基づいて、０．０３３％以下に規制する。また、溶接ワイヤ中のＢ含有量は、本発明では、特に規定する必要はないが、焼き入れ性成分として、強度調整の必要に応じて添加しても良い。
【００２７】
また、溶接ワイヤ中に脱酸材として、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｇ等添加させても良い。なお、本発明では、仮付けシーム溶接及び本シーム溶接を単極だけでなく、複数電極を用いて溶接することも可能である。溶接効率を考慮すると、とくに本シーム溶接は、複数電極でのガスシールドアーク溶接またはサブマージアーク溶接が好ましい。複数電極での溶接の場合は各種ワイヤーの組み合わせが可能であり、個々のワイヤーが上記成分範囲にある必要はなく、それぞれのワイヤー成分と消費量からの平均組成が上記成分範囲にあれば良い。
【００２８】
また、本発明の鋼管製造時のサブマージアーク溶接による本シーム溶接に使用される充填フラックスは、焼成型フラックスと溶融型フラックスに大別される。焼成型フラックス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難しい欠点がある。一方、溶融型フラックスはガラス粉状で、粒強度が高く、吸湿しにくい利点があり、拡散性水素がやや高い欠点がある。本願発明の目的である超高強度の溶接金属の低温割れ低減の点からは、焼成型フラックスがより望ましいが、コストが高いという問題がある。一方、溶融型フラックスは回収して繰り返し使用が可能であり、大量生産に向きコストが低いが、工業的に対処可能な範囲ではあるが厳密な品質管理が必要である点で問題がある。したがって、本発明では、特にフラックスの種類を限定する必要はなくどちらでも使用可能である。
【００２９】
次ぎに本発明の鋼管製造時に用いられる鋼板成分の限定理由を述べる。
Ｃ量は、０．０３〜０．１％に限定する。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０．０３％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０．０７％が好ましい。
【００３０】
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主体の組織とし、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１．７％である。しかし、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入れ性が増して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。
【００３１】
Ｎｉを添加する目的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である。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して圧延組織（とくに連続鋳造鋼片の中心偏析帯）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靱性の改善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、添加量が多すぎると、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はＣｕ量の１／３以上添加する必要がある。
【００３２】
Ｍｏは、鋼板の焼入れ性を向上させ、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るために、０．１５％以上添加する。特にＢ添加鋼においてはＭｏの焼入れ性向上効果が高まり、また、ＭｏはＮｂと共存させることにより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。しかし、過剰に添加すると、ＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させ、さらにＢの焼入れ性向上効果を低減させるため、その上限を０．６％とする。
【００３３】
Ｎｂは、上記のＭｏと共存させることにより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が共存すると焼入れ性向上効果が相乗的に高まる。これらの効果を得るために本発明では、Ｎｂを０．０１％以上添加する。しかし、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。
【００３４】
Ｔｉは、鋼中で微細な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。この目的のために、Ｔｉ量は３．４Ｎ（各々重量％）以上添加することが望ましい。また、Ａｌ量が少ない時（たとえば０．００５％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組織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による析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるので、その上限を０．０３０％に限定した。
【００３５】
Ｐ、Ｓは、不可避的不純物元素であり、本発明では、母材およびＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるために、Ｐ、Ｓの含有量をそれぞれ０．０１５％、０．００３％以下に規制する。Ｐ含有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含有量の低減は熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。
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。なお、鋼板のＡｌ量の上限は、本発明の実施例の表１の実施Ｎｏ．９のＡｌ量の０．０１３４％に基づいて、０．０１３４％以下とする。
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。
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靭性を向上させる。０．００６％を超えて添加すると、粗大酸化物を生成し逆に靭性を劣化させるために、その含有量の上限を０．００６％とする。
【００３６】
以上が本発明で使用する鋼板の基本成分であるが、さらに、選択的に以下のような成分を以下の範囲で添加する。
【００３７】
Ｂは、極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、目的とするマルテンサ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０．００５％とした。
【００３９】
Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭは、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度・靱性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズの拡大をはかるため以下のように適量添加することが可能である。
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼におけるＶ添加の効果は大きく、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。
【００４０】
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０．８％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（シャルピー試験の吸収エネルギーの増加など）させる。Ｃａ含有量が０．０１％、ＲＥＭ含有量が０．０２％を越えてると、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およぼす。このためＣａ添加量の上限を０．０１％またはＲＥＭ添加量の条件を０．０２％に制限した。
【００４１】
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、以下に示すＭｎＳのクラスターの形状を制御するための指標であるＥＳＳＰ（Ｅｆｆｅｓｔｉｖｅ  Ｓｕｌｐｈｉｄｅ  Ｓｈａｐｅ  Ｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇ  Ｐａｒａｍｅｔｅｒ）が０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０を満足するようにＣａ、Ｓ、Ｏを調整することがとくに有効である。
ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓ    ・  ・  ・（１）
上記のＥＳＳＰが０．５未満になるとＣａＯ−ＣａＳが大量の生成して粗大なクラスター、粗大介在物となり溶接割れ等の溶接性を悪化させ、上記ＥＳＳＰが１０．０を越えると、ＭｎＳの形状制御の効果がなくなるため、ＥＳＳＰを０．５〜１０．０に規定する。
【００４２】
以上の個々の添加元素の限定に加えて、強度・靱性バランスを達成するために、さらに以下に示す焼き入れ性指標であるＰ値を１．９≦Ｐ≦４．０に制限することが望ましい。なお、Ｐ値が高くなるほど強度は大きくなり、金属組織がベイナイト・マルテンサイト組織になりやすいことを示す。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β ・ ・ ・ （２）
但し、Ｂ≧３ｐｐｍではβ=１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ=０とする。
【００４３】
Ｐ値を上記のように制限する理由は、目的とする強度・低温靱性バランスを達成するためである。Ｐ値の下限を１．９としたのは９００ＭＰａ以上の強度と優れた低温靱性を得るためである。また、Ｐ値の上限を４．０としたのは優れたＨＡＺ靱性、現地溶接性を維持するためである。
また、本発明の超高強度鋼管用の鋼板（母材）は、引張強さを９００ＭＰａ以上とするために、鋼板組織をマルテンサイト・ベイナイト等の低温変態組織主体のミクロ組織とする必要がある。このために、上記成分を規定した鋼を鋳造後、熱間加工し、その後急冷したり、場合によっては焼戻しを行って製造され、鋼板組織は、フェライト組織を抑制し、マルテンサイト・ベイナイト等の低温変態組織主体のミクロ組織にする必要がある。
【００４４】
【実施例】
次に、本発明の実施例について述べる。
３００トン転炉で表１に示す化学成分の超高強度鋼管用鋼を溶製後、連続鋳造鋼片とし、その後１１００℃加熱後８００〜９００℃での累積圧下量が８０％の仕上げ圧延を行い、その後、８００℃から２００℃までを水冷して９００ＭＰａ以上の引張り強度を有する１６ｍｍの鋼板を作製した。この鋼板を用いて、ＵＯ工場で管状に成形し、８０％Ａｒ＋２０％ＣＯ2のシールドガスでＭＡＧアーク溶接を用いて仮付け溶接後、表２に示す種々の成分の溶接ワイヤ−およびフラックスを用いて、３電極、１．７５ｍ／分、入熱量２．２ＫＪ／ｍｍの溶接条件で内外面から各１パスのサブマージドアーク溶接を行い、その後１％の拡管を行った。表３に得られた鋼管の溶接部の溶接金属の化学成分、組織および特性を示す。表３において、比較例Ｎｏ．１５〜２２は、本シーム溶接時に用いたワイヤの化学成分、溶接金属の組織および化学成分が本発明範囲外であり、本発明の溶接金属の低温靱性（−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが８０Ｊ以上）を満足していないか、もしくは溶接時に低温割れが生じている例である。
【００４５】
Ｎｏ．１５、１７、１９、２１は、ワイヤ成分が本発明の範囲を外れているために溶接金属中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ含有量がそれぞれ本発明範囲より低くなり、溶接金属強度はＴＳで９００ＭＰａ以上を満足しているが、内面本溶接金属中の残留オーステナイトが１％未満と少なすぎるために、溶接金属の低温割れが発生した。
【００４６】
Ｎｏ．１６、１８、２０、２２は、ワイヤ成分が本発明の範囲を外れているために溶接金属中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ含有量がそれぞれ本発明範囲より大幅に高くなり、溶接金属の低温靱性が著しく低下し、溶接金属に低温割れあるいは高温割れが生じた。一方、本発明例であるＮo．１〜９、１１、１３、１４では、鋼板およびワイヤ成分が本発明の範囲内であり溶接金属中の成分および組織も本発明範囲であるため、溶接金属の引張り強度、低温靱性の機械特性が良好であり、かつ溶接金属の低温割れも発生しなかった。
【００４７】
【表１】
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【００４８】
【表２】
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【００４９】
【表３】
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【００５０】
【表４】
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【００５１】
【表５】
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【００５２】
【発明の効果】
本発明によれば、引張強さ９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度鋼管製造時の大入熱での内外面１パスシーム溶接を行う際に、従来のような溶接部の予熱、後熱処理を行わずに溶接金属の低温割れを防止することができ、強度・低温靱性に優れた超高強度鋼管を高生産性かつ低コストで製造できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼管シーム溶接部の溶接金属を示す図である。
【符号の説明】
１…外面本溶接金属
２…内面本溶接金属
３…鋼管母材
４…仮付け溶接金属
【図１】
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