(57)【要約】  鋼管母材の引張強さが７６０ＭＰａ以上であって、予熱または後熱を行わずに溶接金属おける横割れの発生が防止された高強度溶接鋼管は、シーム溶接部の溶接金属が７８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、且つ内面シーム溶接部の溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が９０μｍ以上、１５０μｍ以下である。鋼管母材は、Ｃ：０.０２〜０.１２％、Ｓｉ：０.０１〜０.５０％、Ｍｎ：０.４〜２.５％、Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００３％以下、Ｎｂ：０.００５〜０.１０％、Ａｌ：０.００５〜０.０６％、場合によりＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの１種以上を含有し、内面シーム溶接金属は、Ｃ：０.０２〜０.１２％、Ｓｉ：０.０５〜０.５０％、Ｍｎ：０.４〜２.５％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ：各０.１〜３.０％、Ｔｉ：０.００５〜０.０５０％、Ａｌ：０.００５〜０.０５０％を含有する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
引張強さ７６０ＭＰａ以上の鋼からなる鋼管母材と、内面シーム溶接とその後の外面シーム溶接により形成されたシーム溶接部とを有する高強度溶接鋼管であって、該シーム溶接部の溶接金属の引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、且つ内面シーム溶接により形成された内面シーム溶接部の溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が９０μｍ以上、１５０μｍ以下であることを特徴とする、高強度溶接鋼管。
【請求項２】
鋼管母材が、質量％で、Ｃ：０.０２〜０.１２％、Ｓｉ：０.０１〜０.５０％、Ｍｎ：０.４〜２.５％、Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００３％以下、Ｎｂ：０.００５〜０.１０％、Ａｌ：０.００５〜０.０６％、Ｎ：０.００６％以下、Ｏ：０.００６％以下、Ｃｕ：０〜３.０％、Ｎｉ：０〜３.０％、Ｃｒ：０〜３.０％、Ｍｏ：０〜３.０％、Ｖ：０〜０.１０％、Ｂ：０〜０.００２０％、およびＴｉ：０〜０.０２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
内面シーム溶接部の溶接金属が、質量％で、Ｃ：０.０２〜０.１２％、Ｓｉ：０.０５〜０.５０％、Ｍｎ：０.４〜２.５％、Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００３％以下、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ：各０.１〜３.０％、Ｏ：０.０３５％以下、Ｎ：０.０１％以下、Ｔｉ：０.００５〜０.０５０％、Ａｌ：０.００５〜０.０５０％、Ｃｕ：０〜１.０％、Ｎｂ：０〜０.０５％、Ｖ：０〜０.０５％、Ｃａ：０〜０.０１％、Ｍｇ：０〜０.０１％、Ｃｅ：０〜０.０１％、およびＢ：０〜０.００４０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する、
請求項１に記載の溶接鋼管。
【請求項３】
鋼管母材の化学組成が、Ｃｕ：０.０２〜３.０％、Ｎｉ：０.０２〜３.０％、Ｃｒ：０.０２〜３.０％、Ｍｏ：０.０２〜３.０％、Ｖ：０.００５〜０.１０％、Ｂ：０.０００５〜０.００２０％およびＴｉ：０.００５〜０.０２％から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項２に記載の溶接鋼管。
【請求項４】
鋼管母材およびシーム溶接部の溶接金属の引張強さがいずれも９００ＭＰａ以上である、請求項１〜３のいずれかに記載の溶接鋼管。
【請求項５】
鋼管の肉厚が１５〜２６ｍｍである、請求項１〜４のいずれか１項に記載の溶接鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、石油、天然ガス等を輸送するラインパイプに好適な、高強度溶接鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
石油、天然ガス等を輸送するパイプラインに使われるラインパイプといった大径の溶接鋼管は、Ｕ成形、Ｏ成形、溶接および拡管（Expanding）工程を経て製造されるＵＯＥ鋼管と、スパイラル状に成形して溶接されるスパイラル鋼管が主である。どちらの鋼管も、成形後の溶接は通常は両面シーム溶接により行われる。この両面シーム溶接は、普通は、内面溶接機による内面シーム溶接とその後の外面溶接機による外面シーム溶接の２回に分けてサブマージアーク法等により行われる。【０００３】
パイプラインでは、操業圧力を高めることによって、輸送効率を高め、コストを低減することができる。操業圧力の向上には、鋼管の肉厚増加あるいは高強度化が必要となる。鋼管の肉厚増加は技術的には簡単であるが、鋼管重量の増加と現地での溶接施工能率の低下を伴う。従って、鋼管の高強度化へのニーズが高い。溶接鋼管を高強度化するには、鋼管母材の高強度化と同時に、シーム溶接部の溶接金属（以下、シーム溶接金属とも言う）の高強度化も必要となる。しかし、シーム溶接金属を高強度化すると、鋼管製造時に溶接金属内に横割れが発生しやすくなるため、この防止対策を確立することが課題となる。【０００４】
ＨＴ８０と呼ばれる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力鋼から溶接鋼管を製造する場合、シーム溶接金属の横割れ防止が困難になるため、溶接部を予熱または後熱することが必要とされてきた（溶接学会誌49 (1980) p. 572）。しかし、予熱や後熱の適用は生産性を著しく低下させるため、予熱や後熱をすることなく高強度鋼管のシーム溶接を実施する方法の開発が望まれていた。【０００５】
特開平１０−３０６３４８号公報には、溶接鋼管のシーム溶接金属の酸素量を増加させることにより、溶接金属の割れ感受性を改善する技術が開示されている。しかし、酸素量の増加は、溶接金属の靱性（特に延性破壊時の吸収エネルギー）を低下させる。従って、この技術では、割れ感受性の低減と靱性向上とを同時に達成することが困難である。【０００６】
特開２００２−１１５０３２号公報には、溶接鋼管のシーム溶接金属中に残留オーステナイト相を１％以上含有させることにより溶接金属の割れ感受性を改善する方法が開示されている。しかし、溶接のままで使用される溶接鋼管のシーム溶接金属において１％以上の残留オーステナイトを安定的に確保することは困難である。
【発明の開示】
【０００７】
本発明は、溶接部の予熱または後熱を行わずにシーム溶接金属の横割れ発生を防止することができる高強度溶接鋼管を提供することを課題とする。
本発明者らは、ＡＰＩ規格Ｘ１００級（引張強さ７６０ＭＰａ以上）以上のラインパイプを対象にして、溶接鋼管のシーム溶接金属の横割れについて検討した。その結果、横割れはシーム溶接金属の内面シーム溶接部に発生するか、または内面シーム溶接部から外面シーム溶接部にかけて発生すること、そして溶接鋼管のシーム溶接金属における横割れの発生は、溶接金属の強度を高強度化するだけでは防止できないが、それに加えて内面シーム溶接部の溶接金属の凝固パスと相関する旧オーステナイト粒径を規定することにより防止できることを見出した。
【０００８】
本発明は、引張強さ７６０ＭＰａ以上の鋼からなる鋼管母材と、内面シーム溶接とその後の外面シーム溶接により形成されたシーム溶接部とを有する高強度溶接鋼管に関する。本発明の高強度溶接鋼管は、シーム溶接部の溶接金属（シーム溶接金属）の引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、且つ内面シーム溶接により形成された内面シーム溶接部の溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が９０μｍ以上、１５０μｍ以下であることを特徴とする。
【０００９】
溶接鋼管のシーム溶接は２回より多く行うことも可能である。それにより２層以上の内面シーム溶接部が形成される。その場合、本発明では、最も内層の内面シーム溶接部（言い換えれば、外面シーム溶接部と接する内面シーム溶接層）の旧オーステナイト平均結晶粒径が９０μｍ以上、１５０μｍ以下であることを特徴とする。
【００１０】
溶接鋼管のシーム溶接部を溶接方向に沿って切断した鋼管断面または溶接方向に垂直に切断した鋼管断面において、内面シーム溶接により形成された内面シーム溶接部の溶接金属（以下、内面シーム溶接金属または内面溶接金属ともいう）と外面シーム溶接により形成された外面シーム溶接部の溶接金属（以下、外面シーム溶接金属または外面溶接金属ともいう）とは容易に判別できる。内面シーム溶接金属と外面シーム溶接金属の引張強さその他の機械的性質は、それぞれの溶接部から採取した溶接金属の試験片を用いることにより測定することができる。
【００１１】
本発明に関して、「シーム溶接金属」とは、内面シーム溶接と外面シーム溶接により形成されたシーム溶接部全体の溶接金属を意味する。シーム溶接金属の引張強さ（シーム溶接部の溶接金属の引張強さ）とは、内面シーム溶接金属の引張強さと外面シーム溶接金属の引張強さのうちの低い方の値である。シーム溶接金属が３層以上の場合は、それらの引張強さのうち最も低い値がシーム溶接金属の引張強さとなる。
【００１２】
旧オーステナイト結晶粒は、試験片を所定の操作で封入、研磨、腐食した後、光学顕微鏡で観察することにより観察可能となる。
旧オーステナイト平均結晶粒径は、シーム溶接部を溶接方向（鋼管の軸方向）に沿って２分割して得た試験片（上記処理を施したもの）の断面観察により測定される。具体的には、この断面の内面シーム溶接金属の部分に軸方向に一定長さ（Ｌ）の測定線を引き、その測定線を通る旧オーステナイト結晶粒の個数（ｎ）を計測し、測定長さ（Ｌ）を個数（ｎ）で除した値（Ｌ／ｎ）を旧オーステナイトの平均結晶粒径とする。測定は、外面シーム溶接時の熱影響により再変態した内面シーム溶接金属の部分（即ち、外面シーム溶接金属部との境界に近い部分）を避けるため、内面シーム溶接金属の内面側端部から２〜５ｍｍの範囲の部分で行う。
【００１３】
本発明の高強度溶接鋼管は、シーム溶接金属の引張強さおよび内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均粒径が前述した要件を満たす限り、鋼管母材やシーム溶接部の溶接金属の化学組成は特に制限されない。しかし、そのような高強度溶接鋼管は、鋼管母材および内面シーム溶接金属がそれぞれ下記の好ましい化学組成（質量％、残部はＦｅおよび不純物）を有する場合に実現することができる。
【００１４】
鋼管母材の好ましい化学組成：
Ｃ：０.０２〜０.１２％、Ｓｉ：０.０１〜０.５０％、Ｍｎ：０.４〜２.５％、Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００３％以下、Ｎｂ：０.００５〜０.１０％、Ａｌ：０.００５〜０.０６％、Ｎ：０.００６％以下、Ｏ：０.００６％以下、Ｃｕ：０〜３.０％、Ｎｉ：０〜３.０％、Ｃｒ：０〜３.０％、Ｍｏ：０〜３.０％、Ｖ：０〜０.１０％、Ｂ：０〜０.００２０％、およびＴｉ：０〜０.０２。
【００１５】
内面シーム溶接金属の好ましい化学組成：
Ｃ：０.０２〜０.１２％、Ｓｉ：０.０５〜０.５０％、Ｍｎ：０.４〜２.５％、Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００３％以下、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ：各０.１〜３.０％、Ｏ：０.０３５％以下、Ｎ：０.０１％以下、Ｔｉ：０.００５〜０.０５０％、Ａｌ：０.００５〜０.０５０％、Ｃｕ：０〜１.０％、Ｎｂ：０〜０.０５％、Ｖ：０〜０.０５％、Ｃａ：０〜０.０１％、Ｍｇ：０〜０.０１％、Ｃｅ：０〜０.０１％、およびＢ：０〜０.００４０％。
【００１６】
鋼管母材の引張強さとシーム溶接金属の引張強さは、いずれも９００ＭＰａ以上であることが好ましい。本発明によれば、鋼管母材とシーム溶接金属の引張強さが９００ＭＰａ以上、即ち、ＡＰＩ規格Ｘ１００超という高強度の溶接鋼管においても、溶接部の横割れを防止することができる。
【００１７】
本発明者らは、溶接鋼管のシーム溶接部における横割れの発生原因を調査するため、鋼板をＵプレスとＯプレスにより成形した後にサブマージアーク法により内面から１層のシーム溶接を行った後、外面から１層のシーム溶接を行って合計２層のシーム溶接金属を有する大径鋼管を製造し、横割れ発生位置を詳細に調査した。鋼管母材には引張強さ９４３ＭＰａ、板厚１６ｍｍの鋼板を用い、鋼管の外径寸法は３６インチ（９１.４ｃｍ）であった。溶接材料として各種の溶接ワイヤを組合わせて使用した。
【００１８】
横割れが発生した鋼管においては、横割れは内面溶接金属内にとどまるか、または内面溶接金属と外面溶接金属とを貫通して存在していた。一方、第２層である外面溶接金属内だけにとどまるような横割れは観察されなかった。この結果は、溶接金属における横割れが、溶接された後に外面シーム溶接時に再加熱を受ける内面シーム溶接部の溶接金属内に発生し、横割れの発生には溶接金属の再熱脆化が関与している可能性があることを示唆している。
【００１９】
溶接における再熱脆化はＰやＳが粒界に偏析して生ずるとされており、その低減にはＰ、Ｓの低減が有効である。しかし、Ｐ、Ｓは鋼材（鋼管母材、溶接ワイヤ）に含有される不可避的な不純物元素であり、その低減には自ずと限界がある。そこで、本発明者らは溶接金属の凝固パス（凝固の経路）を変化させて、凝固パスによる横割れ感受性の低減が可能かどうかについて検討した。
【００２０】
溶接金属の凝固パスは、溶接金属が含有するフェライト形成元素とオーステナイト形成元素のバランスに影響されることが考えられる。そこで代表的なオーステナイト形成元素であるＮｉを減少させてフェライト形成元素であるＣｒ、Ｍｏを増加させた溶接金属を有する鋼管を試作したところ、溶接金属の引張強さが高いにもかかわらず、溶接金属の横割れが発生しないことを見いだした。
【００２１】
溶接金属の凝固パスはオーステナイト形成元素の増加にともなって変化する。オーステナイト形成元素が少ない場合には、液相からδフェライトが晶出した後、δ単相で凝固が起こる。オーステナイト形成元素が増加すると、δフェライトが晶出した後、液相が無くなる前に、オーステナイト相が包晶反応により生成して、３相共存状態を経て凝固が完了するようになる。一般に、オーステナイトに比べてフェライトはＰ、Ｓを多く固溶させることができるため、Ｐ、Ｓの偏析を低減させるには、δ単相で凝固させることが望ましいと考えられる。
【００２２】
以上の考察から、Ｎｉを少なく、Ｃｒ、Ｍｏを多く含有することにより横割れが防止できたシーム溶接金属ではδ単相で凝固していたのに対し、Ｎｉを多く、Ｃｒ、Ｍｏを少なく含有するシーム溶接金属では包晶反応を生じたためにＰ、Ｓの偏析状態が異なり、割れ感受性に差が生じたものと推測された。
【００２３】
鋼に含有される諸元素はオーステナイト形成元素とフェライト形成元素のいずれかに区分できるが、その効果は元素ごとに異なるため、凝固パスの違いを成分元素の含有量によって表示することは困難である。そこで、組織因子からδ単相で凝固した溶接金属と包晶反応を経た溶接金属とを区別することを試みた。
【００２４】
本発明の対象となる溶接金属では、高強度であるために、ベイナイトやマルテンサイトの低温変態組織が多く含まれており、旧オーステナイト結晶粒界が観察し易いという特徴を持つ。そこで、シーム溶接金属を溶接方向に沿って２分割し、その断面において内面シーム溶接金属の旧オーステナイト結晶粒径の測定を行った。その結果、旧オーステナイト結晶粒の平均粒径が、割れの発生しなかった内面シーム溶接金属では９０μｍ以上であったのに対し、割れの発生した内面シーム溶接金属では５０μｍ程度と小さくなっており、この平均粒径を指標として横割れの感受性を評価できることが判明した。
【００２５】
旧オーステナイト結晶粒径と凝固パスとの関係については次のように考えられる。凝固パスがδ単相での凝固であると、高温の液相からδフェライトが晶出して粗大化し、粗大なδからγへの変態が起こるため、旧オーステナイト結晶粒径が大きくなる。これに対し、凝固パスが包晶反応を経た場合には、包晶反応による組織微細化作用によって旧オーステナイト結晶粒径が小さくなる。従って、旧オーステナイト結晶粒径は、凝固パスがδフェライト単相から凝固したか、包晶反応を経て凝固したかを判定する指標となり、この指標により内面シーム溶接部の横割れ感受性を判定できる。
【００２６】
高強度溶接鋼管の溶接金属に見られる横割れに関して、凝固パスの影響を明確にすることは、従来技術において試みられたことはない。また、急速凝固する溶接金属の疑固パスの違いを旧オーステナイト結晶粒径の変化と関連づけた従来技術も知られていない。
【００２７】
本発明により、シーム溶接部の引張り強さが７８０ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上というレベルの高強度の溶接鋼管（例えば、ＡＰＩ規格Ｘ１００級またはそれ以上の高強度大径鋼管）を、予熱または後熱を行うことなく、高い生産性で安定して製造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】
【００２８】
本発明の溶接鋼管は、両面シーム溶接、即ち、内面シーム溶接とその後の外面シーム溶接によりシーム溶接された溶接鋼管である。そのような溶接鋼管の代表例はＵＯＥ鋼管とスパイラル鋼管であるが、本発明の溶接鋼管はそれに限定されるものではない。プレス前の成形法も、ＵＯプレス法以外に、ロールベンド法、プレスベンド法等、既知の成形技術のいずれを用いても良い。なお、溶接鋼管以外の溶接構造物に対して本発明を適用することも可能である。本発明の溶接鋼管のシーム溶接は、通常は内面シーム溶接と外面シーム溶接の２回で行われるが、３層以上の多層溶接とすることも可能である。【００２９】
本発明はＡＰＩ規格Ｘ１００級（引張強さ７６０ＭＰａ）以上の溶接鋼管を対象にしている。Ｘ１００級より低強度の溶接鋼管では、溶接金属の横割れは大きな問題にならないからである。そのため、鋼管母材の引張強さは７６０ＭＰａ以上である。溶接金属の引張強さは、鋼管母材の引張強さの下限値（７５９ＭＰａ）より上回る必要があることから、内面シーム溶接金属と外面シーム溶接金属とを含むシーム溶接金属の引張強さを７８０ＭＰａ以上にする。即ち、内面シーム溶接金属と外面シーム溶接金属の引張強さは、いずれか低い方でも７８０ＭＰａ以上である。【００３０】
前述したように、Ｘ１００級超の高強度の溶接鋼管となるように、鋼管母材の引張強さとシーム溶接金属の引張強さは共に９００ＭＰａ以上であることが好ましい。シーム溶接金属の引張強さがこのように高強度になると、溶接金属の横割れはより発生し易くなる。【００３１】
本発明の溶接鋼管では、内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が９０μｍ以上、１５０μｍ以下である。旧オーステナイトの平均結晶粒径がこの範囲内であると、シーム溶接金属の引張強さが９００ＭＰａ以上といった高強度であっても、溶接金属の横割れを確実に防止することができる。その理由は次のように考えられる。【００３２】
前述したように、内面シーム溶接金属の旧オーステナイトの平均結晶粒径が９０μｍ以上であることは、その溶接金属の凝固パスがδ単相凝固であったことを意味する。この場合、粒界偏析が軽減されることによって割れ感受性が低減する。これに対し、この溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が９０μｍより小さいということは、その凝固パスが前述した包晶を含むものであったことを意味する。この場合は、粒界偏析が増大して、横割れの感受性が増大する。内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が１５０μｍを超えると、旧オーステナイト結晶粒が大きすぎて、溶接金属の靱性が低下する。【００３３】
内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径は、好ましくは１００μｍ以上、１３０μｍ以下である。
溶接鋼管の外径は特に制限されないが、本発明の主な対象は、外径２０インチ（５０.８ｃｍ）以上の大径溶接鋼管である。鋼管の肉厚も特に制限されないが、１５〜２６ｍｍ程度が適当である。両面シーム溶接により高強度溶接鋼管を製造する場合、板厚の増加に従って溶接入熱量が増加する。鋼管の肉厚が非常に厚くなると、入熱量が大きくなりすぎ、本発明により横割れ発生を防止することが困難になる可能性がある。ただし、鋼管の肉厚が２６ｍｍを超えても、内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径を１５０μｍ以下の範囲内で上限に近づくように大きくすることにより、溶接金属の靱性低下を防止しつつ、横割れ発生を防止することができる。【００３４】
溶接鋼管の鋼管母材と溶接金属の引張強さ、靱性、溶接性を適正にし、かつ本発明に従った内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径を有する鋼管を得るためには、鋼管母材と内面シーム溶接金属の化学組成（残部はＦｅおよび不純物）を次のようにすることが好ましい。なお、化学組成中の％は全て質量％であり、Ａｌは酸可溶性Ａｌを意味する。
[鋼管母材の化学組成]
Ｃ：
０.０２〜０.１２％のＣを強度確保のために添加する。０.０２％未満の量では効果が小さい。０.１２％を超えてＣを添加すると、マルテンサイト化したときの硬さ上昇のため、溶接性に悪影響を及ぼす。好ましいＣ含有量は０.０４〜０.０８％である。【００３５】
Ｓｉ：
０.０１〜０.５０％のＳｉを脱酸のために添加する。０.０１％未満の量では効果がない。０.５０％を超えてＳｉ添加すると、島状マルテンサイトなどの硬化相を形成しやすくなる。好ましいＳｉ含有量は０.０５〜０.３０％である。【００３６】
Ｍｎ：
０.４〜２.５％のＭｎを強度確保および脱酸のために添加する。０.４％未満の量では効果がない。２.５％を超えてＭｎを添加すると、強度上昇の効果が飽和し、また中心偏析が著しくなって鋼質が劣化する。好ましいＭｎ含有量は０.８〜２.０％である。【００３７】
Ｐ、Ｓ：
これらは不可避的に含有される不純物元素であり、その含有量が少ないほど好ましい。溶接金属の再熱脆化の原因がＰやＳの粒径偏析にあるとされているからである。許容される上限は、Ｐ：０.０１５％、Ｓ：０.００３％であり、好ましい上限はＰ：０.０１％、Ｓ：０.００２％である。【００３８】
Ｎｂ：
０.００５〜０.１０％のＮｂを強度・靱性向上のために添加する。０.００５％未満の量では効果がなく、０.１０％超の量になると溶接熱影響部の靱性を低下させる。好ましいＮｂ含有量は０.０１〜０.０５％である。【００３９】
Ａｌ：
０.００５〜０.０６％のＡｌを脱酸のために添加する。０.００５％未満の量では効果がなく、０.０６％を超えた量の添加は、粗大な酸化物を形成し、鋼質を劣化させる。【００４０】
Ｎ：
Ｎは不可避的不純物であり、少ないほど好ましい。その許容できる上限は０.００６％であるが、好ましいＮ含有量は０.００４％以下である。【００４１】
Ｏ：
Ｏも不可避的不純物であり、少ないほど好ましい。その許容できる上限は０.００６％であるが、好ましいＯ含有量は０.００４％以下である。【００４２】
以上に加えて、下記の１種または２種以上を場合により添加してもよい。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ：
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはそれぞれ３.０％を上限として、強度向上のために添加してもよい。添加する場合の各元素の好ましい添加量は０.０２〜３.０％である。この４種の元素は、その少なくとも１種を添加すればよいが、好ましくは２種以上、特に好ましくは４種全てを添加する。Ｃｕを添加する場合には、脆化防止のためにＮｉを併せて添加することが好ましい。【００４３】
Ｖ：
Ｖを０.１０％以下の範囲の量で強度向上のために添加してもよい。添加する場合のＶの好ましい添加量は０.００５〜０.１０％である。【００４４】
Ｂ：
Ｂを０.００２０％以下の範囲の量で強度向上のために添加してもよい。添加する場合のＢの好ましい添加量は０.０００５〜０.００２０％である。【００４５】
Ｔｉ：
Ｔｉを０.０２％以下の範囲の量で靱性向上のために添加してもよい。添加する場合のＴｉの好ましい添加量は０.００５〜０.０２％である。Ｔｉは固溶Ｎと結合して靱性を向上させる。【００４６】
[内面シーム溶接金属の化学組成]
Ｃ：
０.０２〜０.１２％のＣを強度確保のために含有させる。０.０２％未満の量では効果がない。０.１２％を超えてＣを含有させると溶接金属の著しい硬化を招く。【００４７】
Ｓｉ：
０.０５〜０.５０％のＳｉを脱酸のために含有させる。０.０５％未満の量では効果がない。０.５０％を超えてＳｉを含有させると、島状マルテンサイトなどの硬化相の増加による靱性低下を招く。【００４８】
Ｍｎ：
０.４〜２.５％のＭｎを強度確保と脱酸のために含有させる。０.４％未満の量では効果がない。一方、２.５％を超える量になると強度上昇の効果が飽和する。【００４９】
Ｐ、Ｓ：
これらは不可避的に含有される不純物元素であって、その含有量が少ないほど好ましい。許容される上限はＰ：０.０１５％、Ｓ：０.００３％であり、好ましい上限はＰ：０.０１％、Ｓ：０.００２％である。【００５０】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ：
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉは、それぞれ０.１〜３.０％ずつを強度・靱性の調整を目的に含有させる。各元素とも、０.１％未満では効果がない。いずれの元素も３.０％を超えて含有させると、強度上昇に対する効果が飽和する。【００５１】
Ｏ：
Ｏは不純物元素であり、靱性確保の観点から、その含有量を０.０３５％以下とする。好ましくは０.０３０％以下である。【００５２】
Ｎ：
Ｎは不純物元素であり、低いほど好ましい。Ｎ含有量の許容できる上限は０.０１％であるが、好ましくは０.００６％以下である。【００５３】
Ｔｉ：
０.００５〜０.０５０％のＴｉを靱性改善のため含有させる。０.００５％未満の量では効果がない。Ｔｉ含有量が０.０５０％を超えると効果が飽和する。【００５４】
Ａｌ：
０.００５〜０.０５０％のＡｌを脱酸のために含有させる。０.００５％未満の量では効果がなく、０.０５０％を超えると効果が飽和する。【００５５】
溶接金属には、溶接材料のワイヤの成分以外に、溶接時の母材希釈によって鋼管母材に含有されている添加元素が混入する。また、溶接時に使用するフラックスに含有されている不純物元素も、メタルスラグ反応等を通して溶接金属に混入する。そのため、内面シーム溶接金属は、上記の元素に加えて、鋼管母材やフラックスに由来する混入元素を含有していてもよい。代表的な混入元素の許容できる上限は下記の通りである：
Ｃｕ：１.０％以下、Ｎｂ、Ｖ：各０.０５％以下、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｅ：各０.０１％以下、Ｂ：０.００４０％以下。【００５６】
これらの混入元素は、上記の上限を超えて内面シーム溶接金属に含有されると、析出物の形成を招き、内面溶接金属の延性、靱性を低下させる。
溶接用のワイヤの化学組成は、溶接時の母材希釈による影響、即ち、鋼管母材の化学組成、を考慮して、内面溶接金属が上記範囲内の化学組成となるように選択すればよい。【００５７】
上述した鋼管母材および内面シーム溶接金属の化学組成を満たしていても、内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が９０μｍ以上にならないと、高強度溶接鋼管の横割れを確実に防止することができない。
【実施例】
【００５８】
表１に示す化学組成（質量％）、板厚および引張強さを有する２種類の鋼板Ｈ１，Ｈ２を、連続鋳造で製造したスラブの制御圧延と制御冷却により作製した。焼戻しは実施しなかった。表１に示すように、Ｈ１は板厚１６ｍｍ、引張強さ９４１ＭＰａであり、Ｈ２は板厚２０ｍｍ、引張強さ８２５ＭＰａであった。【００５９】
【表１】
2006049036.tif 000002
【００６０】
これらの鋼板をＵＯプレス成形（Ｕプレスと続くＯプレスによる成形）によりオープンパイプに成形した後、オープンパイプの内外面から各一層のシーム溶接を行って、外径３６インチ（９１.４ｃｍ）の溶接鋼管を試作した。【００６１】
シーム溶接は、まず炭酸ガスアーク溶接によってオープンパイプの仮付け溶接を実施した後、本溶接を、内面溶接機と外面溶接機を用いて、内面側から一層目の内面溶接の後、外面側から二層目の外面溶接を行うことにより実施した。仮付け溶接による溶接金属は、本溶接後には残存しない。本溶接においては、予熱と後熱のいずれも行わなかった。【００６２】
内面シーム溶接は３電極（ＤＣ−ＡＣ−ＡＣ）の、外面シーム溶接は４電極（ＤＣ−ＡＣ−ＡＣ−ＡＣ）のそれぞれサブマージアーク溶接により実施した。溶接入熱量は表４に示す通りであった。【００６３】
溶接材料となるワイヤについては、表２に示す化学組成を有する直径４ｍｍのソリッドワイヤを試作した。これらを表４に示すように内面シーム溶接および外面シーム溶接の各電極に組合わせて使用し、表４に示すＡ〜Ｈの８種類の溶接鋼管を試作した。【００６４】
溶接フラックスとして、表３に示す主要成分を有する高塩基度溶融型フラックスを試作して使用した。このフラックスについてＪＩＳ−Ｚ−３１１８に準じてグリセリン法による拡散性水素量測定を行った結果、拡散性水素量は３.４ｍｌ／１００ｇ（ｎ数＝３個の平均値）であった。試験には４号試験片を用い、溶接ワイヤには表２に示すワイヤ１を用いた。フラックスは溶接前に２５０℃で１時間以上の乾燥を実施した。【００６５】
さらに、板厚増加による入熱増加の影響を検討するため、鋼板Ｈ２と同じ化学組成のスラブから上記と同様にして板厚２８ｍｍの鋼板Ｈ３を作製した。鋼板Ｈ３の引張強さは８０３ＭＰａであった。【００６６】
この鋼板Ｈ３をロールベンド成形によりオープンパイプに成形した後、上記と同様の方法で内外面のシーム溶接を行って、外径３６インチの溶接鋼管Ｉを試作した。シーム溶接で用いたワイヤ構成および入熱量は表４に示す通りであった。【００６７】
【表２】
2006049036.tif 000003
【００６８】
【表３】
2006049036.tif 000004
【００６９】
【表４】
2006049036.tif 000005
【００７０】
製造された各溶接鋼管の内面および外面のシーム溶接金属の化学組成を発光分析法により分析した結果を表５に示す。
溶接完了から４８時間以上の時間が経過した後に、超音波探傷および断面観察により各溶接鋼管のシーム溶接金属における横割れの発生有無を調査した。【００７１】
溶接鋼管の引張強さは、各鋼管の内面および外面の各シーム溶接金属から直径６ｍｍ、ゲージ長さ３０ｍｍの丸棒試験片を採取し、常温で引張試験を行って測定した。
シャルピー衝撃試験は、内面と外面の溶接金属がほぼ１：１になるように各溶接鋼管の板厚中央部から採取した溶接金属の中央にノッチを導入して作製した４号Ｖノッチシヤルピー試験片を用いて、−３０℃で行い、破断時の吸収エネルギーを測定した（ｎ数＝３の平均値）。【００７２】
各溶接鋼管の内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径を、前述した方法で測定した。
以上の測定結果を表６にまとめて示す。【００７３】
【表５】
2006049036.tif 000006
【００７４】
【表６】
2006049036.tif 000007
【００７５】
表６に示すように、鋼管Ａ、Ｅ、Ｇでは、シーム溶接金属に横割れが発生した。横割れは内面シーム溶接金属内だけにとどまっているか、内面から外面にかけてシーム溶接金属を貫通していた。これらの横割れが発生した溶接鋼管では、内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が５０μｍ前後と小さかった。従って、凝固がδ単相凝固とはならず、粒界偏析が助長されて、横割れが発生したものと考えられる。特に鋼管Ｅでは、溶接金属の引張強さが著しく低下し、鋼管母材の引張強さをかなり下回るようになった。【００７６】
一方、残りの鋼管では、内面と外面を含むシーム溶接金属の引張強さが９２７〜９９８ＭＰａと高強度が確保されているにもかかわらず、横割れが防止された。これらの鋼管では、内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径が９０μｍ以上と大きかった。δ単相凝固したために、粒界偏析が軽減し、横割れが防止されたものと考えられる。【００７７】
板厚が２８ｍｍと大きいため、溶接時の入熱量が４.７Ｊと大きくなった鋼管Ｉにおいても、内面シーム溶接金属の旧オーステナイト平均結晶粒径は９０μｍ以上となり、横割れ発生が防止されていた。しかし、この場合は、旧オーステナイト平均結晶粒径が１５５μｍと粗大化したため、他の試作鋼管に比べて靱性の低下が認められた。
【国際調査報告】
2006049036.tif 000008
2006049036.tif 000009
2006049036.tif 000010
2006049036.tif 000011