JP2008013800A - 低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管及びラインパイプ用高強度鋼板並びにそれらの製造方法 - Google Patents

低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管及びラインパイプ用高強度鋼板並びにそれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】ＨＡＺの靭性の低下を抑制した、低温靭性に優れるラインパイプ用高強度鋼管及びその製造方法、更にラインパイプ用高強度鋼管の素材として用いられるラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】母材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．０００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．０００１〜０．０３０％を、Ｃ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂ：０．１００％以下の範囲で含有し、溶接熱影響部の再熱部の旧オーステナイト粒界に存在するオーステナイトとマルテンサイトとの混成物の幅が１０μｍ以下、長さが５０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
【選択図】図２

Description

本発明は、原油、天然ガス等を輸送するためのパイプラインに好適なラインパイプ用鋼管及びその素材である鋼板並びにそれらの製造方法に関する。
原油、天然ガス等の長距離輸送方法として重要なパイプラインの幹線に使用されるラインパイプ用鋼管として、高強度、高靭性のラインパイプ用鋼管が提案されている（例えば、特許文献１）。これまでに、米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０以下までの高強度鋼管の実用化が進められており、近年、（１）高圧化による輸送効率の向上や、（２）ラインパイプの外径及び重量の低減による現地施工能率の向上のため、更に高強度のラインパイプが要望されている。
例えば、９００ＭＰａ以上の引張強度を有するＸ１２０級のラインパイプを使用すると、内圧、即ち原油又は天然ガスの圧力をＸ６５級のラインパイプの約２倍にすることができるため、約２倍の量の原油又は天然ガスを輸送することが可能になる。また、ラインパイプの強度を高めて耐内圧強度を向上させると、肉厚を厚くする場合と比較して、材料費、輸送費、現地溶接施工費を削減することが可能になり、パイプライン敷設費を大幅に節約することができる。
また、パイプラインは寒冷地に敷設されることも多いため低温靭性に優れることが必須である。更に、施工時にはラインパイプ同士の端部が接合されるため、優れた現地溶接性も要求される。このような要求を満足し、特許文献１に提案されたラインパイプ用鋼管よりも高強度であるＸ１２０級のラインパイプに好適な、母材のミクロ組織がベイナイトとマルテンサイトとの混合組織を主体とする高強度ラインパイプ用鋼管が提案されている（例えば、特許文献２〜４）。
更に、鋼管を製造する際には、鋼板を管状に成形し、突合せ部がシーム溶接される。高強度ラインパイプ用鋼管のように靭性及び生産性が要求される場合、シーム溶接には、内面及び外面からのサブマージドアーク溶接が好適である。このように、鋼材を複数回溶接する場合には、先行溶接の入熱によって粗大化した溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、ＨＡＺという。）が、後行溶接の入熱によって再加熱され、靭性が低下するという問題がある。
この再加熱されたＨＡＺ（再熱ＨＡＺともいう。）の靭性の低下は、マルテンサイトとオーステナイトとの混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、ＭＡという。）の生成によるものであることが知られている。このような問題に対して、本発明者らの一部は、再熱ＨＡＺのＭＡの面積率の低減、再熱ＨＡＺの硬化の抑制により、靭性の低下を抑制する方法を提案した（例えば、特許文献５、６）。
しかし、特許文献５に提案した方法は、鋼管の溶接部を熱処理するものである。そのため、溶接部の熱処理を必要としない方法、又は熱処理を行う場合には、更に低温での靭性の向上が図れる技術が要求されている。また、特許文献６に提案した方法は、溶接後の冷却速度の制御を必要とするものであり、製造条件によっては溶接部の冷却速度の制限が難しいことがある。そのため、溶接部の冷却速度に依存せず、再熱ＨＡＺ靭性を向上させる技術も要求されている。
特開昭６２−４８２６号公報 特開平１０−２９８７０７号公報 特開２００１−３０３１９１号公報 特開２００４−５２１０４号 特開２００４−６８０５５号公報 特開２００４−９９９３０号公報
本発明は、再熱ＨＡＺの靭性の低下を抑制した低温靭性に優れるＡＰＩ規格Ｘ１２０級のラインパイプ用高強度鋼管及びその製造方法、更にラインパイプ用高強度鋼管の素材として用いられるラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法を提供するものである。
本発明者は、周方向の引張強度が９００ＭＰａ以上で、低温靭性、特にＨＡＺの低温靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼管を得るため、ＭＡの生成を助長するＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｍｏ量に着目して、鋭意研究を行った。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｍｏ量を適正な範囲に制御することにより、再熱ＨＡＺの旧オーステナイト粒界へのＭＡの生成が抑制され、ＨＡＺの低温靭性が向上するという知見を得た。本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１） 鋼板が管状に成形され、該鋼板の突合せ部が内面及び外面から１層ずつ溶接された鋼管の、母材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．０００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．０００１〜０．０３０％を、Ｃ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂ：０．１００％以下の範囲で含有し、更に、Ｍｎ：１．５０〜２．５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、溶接熱影響部の再熱部の旧オーステナイト粒界に存在するオーステナイトとマルテンサイトとの混成物の幅が１０μｍ以下、長さが５０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（２） 母材の周方向の引張強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする上記（１）記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（３） 溶接金属の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．１００％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｎｉ：１．３０〜３．２０％、Ａｌ：０．０００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、Ｏ：０．０００１〜０．０５００％を含有し、更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上の合計：１．００〜２．５０％を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１００％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（４） 溶接金属の成分組成が、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有することを特徴とする上記（３）記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（５） 母材の成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜５．００％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（６） 母材の成分組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０２〜１．５０％、Ｗ：０．０１〜２．００％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（７） 母材の成分組成が、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％の１種又は２種以上を含有する上記（１）〜（６）の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（８） 上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の低温靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材であるラインパイプ用高強度鋼板であって、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．０００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．０００１〜０．０３０％を、Ｃ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂ：０．１００％以下の範囲で含有し、更に、Ｍｎ：１．５０〜２．５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
（９） 上記（５）に記載の低温靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材であるラインパイプ用高強度鋼板であって、成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜５．００％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（８）記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
（１０） 上記（６）に記載の低温靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材であるラインパイプ用高強度鋼板であって、成分組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０２〜１．５０％、Ｗ：０．０１〜２．００％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（８）又は（９）に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
（１１） 上記（７）に記載の低温靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材であるラインパイプ用高強度鋼板であって、成分組成が、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％の１種又は２種以上を含有する上記（８）〜（１０）の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
（１２） 上記（８）〜（１１）の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、上記（８）〜（１１）の何れか１項に記載の成分からなる鋼を溶製、鋳造し、鋼片を、１０００℃以上に再加熱し、未再結晶温度域での圧下比を３以上として熱間圧延し、５００℃以下で水冷を停止することを特徴とする低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
（１３） 上記（１）〜（７）の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法であって、上記（８）〜（１１）の何れか１項に記載の方法によって製造した低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板を管状に成形して突合せ部を溶接し、その後、拡管を行うことを特徴とする低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
（１４） 鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、突合せ部を内外面からサブマージドアーク溶接し、その後、拡管を行うことを特徴とする上記（１３）記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
（１５） 上記（１４）記載のサブマージドアーク溶接に使用する溶接ワイヤーの成分が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｎｉ：２．００〜８．５０％を含み、更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上をＣｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．００〜５．００％の範囲で含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする上記（１２）〜（１４）の何れか１項に低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
（１６） 溶接ワイヤーの成分組成が、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有することを特徴とする上記（１５）記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
（１７） 溶接後、拡管前に、溶接部及び溶接熱影響部を熱処理することを特徴とする上記（１２）〜（１６）の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
（１８） 溶接部及び溶接熱影響部を熱処理する際の加熱温度が２００〜５００℃であることを特徴とする上記（１２）〜（１７）の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
本発明によれば、鋼管のＨＡＺの靭性の低下を抑制したＡＰＩ規格Ｘ１２０級のラインパイプ用高強度鋼管及びその製造方法、更にはラインパイプ用高強度鋼管の素材として用いられるラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法を提供することが可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
まず、ＨＡＺの低温靱性について説明する。図１に模式的に示したように、再熱ＨＡＺとは、先行溶接の溶融線近傍の溶接金属及びＨＡＺが、後行溶接によって再加熱された部位である。溶接時の入熱によって多少異なるものの、通常、ＨＡＺは、溶融線から１０ｍｍ以内の部位である。再熱ＨＡＺでは、旧オーステナイト粒界に沿って粗大なＭＡが存在することがあり、これが破壊の起点になると低温靭性が著しく低下する。そのため、高強度ラインパイプ用鋼管の板厚の１／２部におけるＨＡＺの靭性を向上させることは困難であり、特に、再熱ＨＡＺに相当する部位、例えば、溶融線から１ｍｍ又は２ｍｍの位置にノッチを設けた場合、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは、５０Ｊ未満になることがある。
本発明者らは、溶接熱影響部の低温靱性に及ぼすＭＡの生成を助長する元素の影響、即ち、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量とＨＡＺの靭性との関係を明確にするため、鋭意研究を行った。まず、種々の成分組成からなる鋼材から試料を採取し、再熱ＨＡＺの熱履歴を模擬した熱処理（再熱ＨＡＺ再現試験という。）を施した。これは、鋼材を１４００℃に加熱して直ちに室温まで冷却し、更に７５０℃に加熱して直ちに室温まで冷却し、冷却時の７５０℃から５００℃までの冷却速度を５〜１０℃／ｓとするものである。再熱ＨＡＺ再現試験後の鋼材から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、Ｖノッチ試験片を採取し、−４０℃と−６０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。再熱ＨＡＺ再現試験によって評価された靭性の結果を図２に示す。
図２は、Ｃ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂ量と模擬試験によって得られた再熱ＨＡＺの−４０℃と−６０℃でのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示すものである。図２から、Ｃ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂ量を０．１００％以下に抑えることができると、−４０℃と−６０℃での再熱ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーは５０Ｊ以上になることが明らかとなった。
次に、再熱ＨＡＺにおけるＭＡの生成に及ぼすＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｍｏの添加量の影響について調査を行った。低温靭性の評価と同様にして再熱ＨＡＺ再現試験を行った鋼材から試料を採取し、機械研磨及びナイタールエッチし、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭという。）にて金属組織を観察した。このＳＥＭによる観察では、旧オーステナイト粒界に存在するＭＡは全体が白いため、判別が可能である。この、旧オーステナイト粒界に生成したＭＡの大きさを測定した結果、再熱ＨＡＺ再現試験によって評価された靭性が良好であった条件では、ＭＡの幅が１０μｍ以下、長さが５０μｍ以下であることがわかった。
以上の知見に基づき、更に検討を重ねた結果、Ｃ量を０．０８０％以下、好ましくは０．０６０％以下、Ｓｉを０．５０％以下、Ｍｏを０．１５％以下、Ａｌ及びＮｂを０．０３０％以下に抑え、かつＣ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂの合計量を０．１００％以下とすると、再熱ＨＡＺにおいて、粗大化した旧オーステナイト粒界に沿って生成するＭＡの粗大化が抑制され、かつ−４０℃及び−６０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ以上に向上することが確認された。
本発明者らは、再熱ＨＡＺと同様に、再熱溶接金属の靭性について検討を行った。再熱溶接金属は、図３に模式的に示したように、先行溶接によって形成された周方向の中央部の溶接金属が、後行溶接によって再加熱された部位である。再熱溶接金属は、溶接時の入熱によって多少異なるものの、通常、先行溶接によって形成された溶接金属の周方向の中央部において、後行溶接の溶融線からの距離が５ｍｍ以内の部位である。
再熱溶接金属でも、再熱ＨＡＺと同様に、旧オーステナイト粒界に沿って粗大なＭＡが存在し、これが破壊の起点となり、シャルピー吸収エネルギーを著しく低下させることがある。再熱溶接金属についても、Ｃ量を０．１００％以下、Ｓｉを０．５０％以下、好ましくは０．４０％以下、Ａｌを０．１００％以下、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖを２．５０％以下に抑えると、旧オーステナイト粒界に沿って生成するＭＡの粗大化が抑制され、再熱溶接金属を含む部位、例えば、先行溶接と後行溶接の会合部を中心として試験片を採取し、溶接金属の周方向の中央部にノッチを設けた場合、例えば、−４０℃及び−６０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが、５０Ｊ以上になる。
以下、本発明の高強度鋼管の母材、鋼管の素材である鋼板の成分組成の限定理由について述べる。
Ｃは、鋼の強度を向上させる基本的な元素であり、０．０２０％以上の添加が必要である。一方、０．０８０％を超える過剰のＣの添加によって、鋼材の溶接性が低下し、再熱ＨＡＺに粗大なＭＡが生成して靭性が低下するので、Ｃ量の上限を０．０８０％以下とした。低温靭性と強度の観点から、Ｃ量の好ましい範囲は、０．０３０〜０．０６０％である。
Ｓｉは、脱酸元素であり、０．０１％以上を添加することが必要である。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると、再熱ＨＡＺに粗大なＭＡを生成させて靭性を低下させるので、上限を０．５０％以下とする。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、炭窒化物を形成して強度を向上させる元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．１５％を超える多量のＭｏを添加すると強度が上昇して靱性が低下し、また、再熱ＨＡＺに粗大なＭＡが生成して靭性を損なうため、上限を０．１５％以下とする。
Ａｌは、脱酸元素であり、０．０００５％以上を添加することが必要である。十分に酸素量を低減させるためには、Ａｌを０．００１％以上添加することが好ましい。一方、Ａｌを０．０３０％超えて添加すると再熱ＨＡＺに粗大なＭＡが生成し、靭性が低下するため、上限を０．０３０％以下とする。
Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に有効な元素である。この効果を得るには、０．０００１％以上の添加が必要である。強度を十分に向上させるには、０．００１％以上のＮｂの添加が好ましい。一方、Ｎｂを０．０３０％超添加すると、再熱ＨＡＺに粗大なＭＡが生成して靱性が低下するため、上限を０．０３０％以下とする。
更に、本発明においては、Ｃ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂが０．１００％以下であることが必要である。これは、Ｃ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂが０．１００％を超えると、再熱ＨＡＺに粗大なＭＡを生成させて靭性が低下するためである。Ｃ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂの下限は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ａｌ及びＮｂの下限がそれぞれ０．０２０％、０．０１％、０．０１％、０．０００５％及び０．０００１％であることから、０．０２４１％である。また、Ａｌ及びＮｂの好ましい下限が、共に０．００１％であることから、Ｃ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂの好ましい下限は、０．０２５５％である。
Ｍｎは、鋼の強度及び靱性の調整に必要な元素であり、１．５０％未満では、強度の確保が困難になり、２．５０％を超えるとＨＡＺの靱性が低下する。そのため、Ｍｎの添加量は、１．５０〜２．５０％とする。
Ｔｉは、脱酸元素であり、また窒化物を形成して結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素であり、効果を得るためには０．００３％以上の添加が必要である。一方、０．０３０％超の添加は、炭化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすため、上限を０．０３０％とする。
Ｂは、固溶すると焼入れ性を増加させ、またＢＮとして析出すると固溶Ｎを低下させて、ＨＡＺの靱性を向上させる元素である。強度と靭性のバランスを良好にするためには、添加量を０．０００１〜０．００３０％とすることが必要である。
Ｐは不純物であり、０．０２０％超を含有すると鋼管の母材の靱性を著しく阻害するので、上限を０．０２０％以下とする。鋼管のＨＡＺの靱性の低下を抑制するためには、Ｐ含有量を上限を０．０１０％以下とすることが好ましい。
Ｓも不純物であり、０．００３０％超を含有すると粗大な硫化物が生成し、靱性を阻害するので、上限を０．００３０％とした。
なお、本発明においては、強度及び靱性を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａの１種又は２種以上の元素を添加することができる。
Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であるが、含有量が０．０５％未満であると十分な効果が得られないことがあり、１．５０％を超えると鋼片の加熱時や溶接時に割れを生じ易くなる。したがって、Ｃｕの含有量を０．０５〜１．５０％とすることが好ましい。
Ｎｉは、靱性及び強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｎｉを５．００％超添加すると、溶接性を損なうことがあるために、上限を５．００％以下とすることが好ましい。
Ｃｒは、析出強化によって鋼の強度の向上に寄与する元素であり、０．０２％以上の添加が好ましい。一方、Ｃｒを１．５０％超添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさせ、靱性を損なうことがあるため、上限を１．５０％とすることが好ましい。
Ｗは、焼入れ性を向上させ、強度を向上させる元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、２．０％を超える多量のWを添加すると強度が上昇して靱性が低下し、また、再熱ＨＡＺへの粗大なＭＡの生成を抑制するには、上限を０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｖ、Ｚｒ、Ｔａは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であり、それぞれの下限を、０．０１０％以上、０．０００１％以上、０．０００１％以上とすることが好ましい。強度向上の効果を十分に得るための、Ｚｒ及びＴａの好ましい下限は、共に、０．００１％以上である。一方、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａを過剰に添加すると靭性を損なうことがあるため、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａの上限をそれぞれ、０．１００％以下、０．０５００％以下、０．０５００％以下とすることが好ましい。
更に、酸化物、介在物の形態を制御するため、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅの１種又は２種以上を添加しても良い。
Ｍｇは、脱酸元素として有効であり、０．０００１％以上を添加することが好ましい。また、Ｍｇは、粒内変態及びピニング粒子として作用し、鋼及びＨＡＺの細粒化に寄与するため、この効果を得るためには、０．００１０％以上を添加することが好ましい。一方、Ｍｇを、０．０１００％を超えて添加すると、粗大な酸化物が生成し易くなり、母材及びＨＡＺの靱性を損なうことがあるため、上限を０．０１００％以下とすることが好ましい。
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ及びＲｅは、硫化物を生成し、特に圧延方向に伸長したＭｎＳの生成の抑制に有効な元素である。鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性の改善という効果を得るためには、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ及びＲｅの添加量の下限をそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ及びＲｅの添加量が、０．００５０％を超えると、粗大な介在物を形成して靭性を損なうことがあるため、上限をそれぞれ０．００５０％以下とすることが好ましい。
上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造工程を経て鋼片とされ、熱間圧延により、鋼板とされる。本発明において熱間圧延は重要であり、鋼片を再加熱後、再結晶温度以上での再結晶域圧延を行った後、再結晶温度未満かつオーステナイト域で、未再結晶域圧延を行う。熱間圧延は、鋼板の組織を微細にするために、好ましくは、旧オーステナイト平均粒径を２０μｍ以下にするため、以下の条件で行うことが必要である。
鋼片を熱間圧延する場合、再加熱の温度は１０００℃以上とする。これは、熱間圧延を鋼の組織がオーステナイト単相になる温度、即ちオーステナイト域で行い、鋼板の結晶粒径を微細にするためである。上限は規定しないが、旧オーステナイト粒の粗大化抑制のためには、再加熱温度を１２５０℃以下とすることが好ましい。
未再結晶域圧延の圧下比は３以上とする。これにより、旧オーステナイトの結晶粒径が微細になり、平均粒径が２０μｍ以下となる。なお、本発明において、未再結晶域圧延の圧下比とは、未再結晶圧延開始前の板厚を未再結晶域圧延後の板厚で除した比である。
また、再結晶域圧延の圧下比は、旧オーステナイトの結晶粒径を微細化するため、２以上にすることが好ましい。なお、本発明において、再結晶域圧延の圧下比とは、鋼片の板厚を再結晶域圧延後の板厚で除した比である。また、未再結晶域圧延及び再結晶域圧延の圧下比の上限は規定しないが、圧延前の鋼片の板厚と圧延後の鋼板の板厚を考慮すると、通常、１０以下である。
更に、圧延終了後、水冷を実施するが、水冷停止温度５００℃以下にすれば、優れた強度と靭性を得ることができる。水冷停止温度の下限は規定せず、室温まで水冷しても良いが、生産性や水素性欠陥を考慮すると、１５０℃以上とすることが好ましい。
このようにして得られた鋼板の金属組織は、ベイナイトの面積率又はベイナイトとマルテンサイトの面積率が８０％以上となり、残部であるグラニュラーベイナイト、ポリゴナルフェライト、ＭＡの１種又は２種以上の合計が２０％以下となる。この鋼板を素材として製造した鋼管は、周方向の引張強度が９００ＭＰａ以上となり、低温靭性にも優れ、−４０℃で測定したシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上になる。
鋼板を管状に成形した後、突合せ部をアーク溶接し、鋼管とする場合、成形は、鋼板をＣプレス、Ｕプレス、ＯプレスするＵＯＥ工程が好ましい。ＵＯＥ工程は、高強度で板厚が１０〜３０ｍｍのラインパイプ用鋼管の成形に適した製造工程である。
アーク溶接は、溶接金属の靭性と生産性の観点から、サブマージドアーク溶接を採用することが好ましい。本発明の成分組成からなる鋼板を素材とすれば、溶接の入熱が大きいサブマージドアーク溶接を鋼管の内面及び外面から行っても、再熱ＨＡＺの旧オーステナイト粒界に沿って生成したＭＡの幅を１０μｍ以下、長さを５０μｍ以下とすることができる。また、サブマージドアーク溶接を行う際には、入熱を１０．０ｋＪ／ｍｍ以下にすることが好ましい。これにより、ＨＡＺの旧オーステナイトの平均粒径が５００μｍ以下となり、再熱ＨＡＺの旧オーステナイト粒界に沿って生成したＭＡの幅及び長さを更に小さくすることができる。
ＭＡは、再熱ＨＡＺから試料を採取し、機械研磨及びナイタールエッチし、ＳＥＭによって観察することができる。ＳＥＭによるＭＡの観察は、１０００〜１００００倍の倍率で行えば良い。旧オーステナイト粒界に存在するＭＡの幅及び長さは小さいほど好ましいため、下限は規定しないが、０．１μｍ未満になると、判別が困難になる。
また、溶接に使用するワイヤーは、母材による成分の希釈を考慮し、溶接金属の成分組成を後述する範囲とするために、以下の成分とすることが好ましい。即ち、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｉ：２．０〜８．５％を含有し、更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上をＣｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜５．０％の範囲で含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成である。Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含んでも良い。
更に、溶接金属の成分組成について述べる。
Ｃは、強度向上に極めて有効な元素であり、０．０１０％以上を含有することが好ましい。しかし、Ｃ量が多すぎると溶接低温割れが発生し易くなり、特に、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が硬化して靭性を損なうことがある。そのため、Ｃ量の上限を０．１００％とすることが好ましい。溶接金属の靭性を向上させるためには、上限を０．０５０％以下とすることが更に好ましい。
Ｓｉは、溶接欠陥であるブローホールの発生を防止するため、０．０１％以上を含有させることが好ましい。一方、過剰に含有すると低温靱性を著しく劣化させるため、上限を０．５０％以下とすることが好ましい。特に、複数回の溶接を行う場合には、再熱溶接金属の低温靱性が劣化することがあるため、上限を０．４０％以下とすることが更に好ましい。
Ｍｎは、優れた強度と靱性のバランスを確保するために有効な元素であり、下限を１．００％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｎを多量に含有すると偏析が助長され、低温靱性を劣化させるだけでなく、溶接に使用する溶接ワイヤーの製造も困難になるので、上限を２．００％以下とすることが好ましい。
Ｎｉは、焼入れ性を高めて強度を確保し、さらに、低温靱性を向上させる元素であり、１．３０％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｎｉの含有量が多すぎると高温割れを生じることがあるため、上限を３．２０％以下とした。
Ａｌは、溶接ワイヤーの製造の際に、精錬及び凝固を良好に行わせるために添加される元素であり、母材にも添加されているため、０．０００５％以上を含有することがある。また、微細なＴｉ系の酸化物を活用して溶接金属の粒径の粗大化を抑制するためには、０．００１％以上のＡｌを含有することが好ましい。しかし、Ａｌは、ＭＡの生成を促進する元素であるため、含有量の好ましい上限は、０．１００％以下である。
Ｔｉは、微際な酸化物を生じて、溶接金属の粒径を微細化させる元素であり、０．００３％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｔｉを多量に含有するとＴｉの炭化物が多く生成し、低温靱性を劣化させるので上限を０．０５０％以下にすることが好ましい。
Ｏは、不純物であり、溶接金属に最終的に残存する酸素量は、０．０００１％以上であることが多い。しかし、Ｏ量が、０．０５００％を超えて残存した場合は、粗大な酸化物が多くなり、溶接金属の靭性が低下することがあるため、上限を０．０５００％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、何れも焼入れ性を高める元素であり、溶接金属の高強度のために、これらのうち、１種又は２種以上を合計で１．００％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上の合計が２．５０％を超えると低温靭性が劣化することがあるため、上限を２．５０％以下とすることが好ましい。
Ｐ及びＳは不純物であり、溶接金属の低温靱性の劣化、低温割れ感受性の低減のためには、これらの上限を０．０２０％及び０．０１００％以下とすることが好ましい。なお、低温靭性の観点から、Ｐの更に好ましい上限は０．０１０％である。
溶接金属は、更に、Ｂを含有しても良い。
Ｂは、溶接金属の焼入れ性を増加させる元素であり、強度を高めるには、０．０００１％以上を含有することが好ましい。一方、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると、靭性を損なうことがあるため、上限を０．００５０％以下とすることが好ましい。
溶接金属の成分組成を以上の範囲とすれば、再熱溶接金属の旧オーステナイト粒界に沿って生成したＭＡの幅を１０μｍ以下、長さを５０μｍ以下とすることができる。更に、ＭＡを微細にするには、入熱を１０．０ｋＪ／ｍｍ以下として、サブマージドアーク溶接を行うことが好ましい。
鋼管の溶接金属を含む部位での周方向の引張試験を行った際にも、引張強度が９００ＭＰａ以上であることが好ましい。そのため、溶接金属の強度を母材よりも高くし、ＨＡＺの軟化を抑制して、引張試験における破断部位を母材とすることが好ましい。溶接金属の強度を母材以上とし、溶接金属の靭性を良好にするためには、溶接金属の金属組織をベイナイトの面積率又はベイナイトとマルテンサイトの面積率を８０％以上とし、残部であるグラニュラーベイナイト、ポリゴナルフェライト、ＭＡの１種又は２種以上の合計を２０％以下とすることが好ましい。
光学顕微鏡によって鋼板、鋼管の母材及び溶接金属の組織観察を行う場合には、鋼管の円周方向又は鋼板の幅方向の断面を観察面とし、機械研磨した後、ナイタールにてエッチングして行えば良い。光学顕微鏡の観察に用いる試料の調整、旧オーステナイトの平均粒径の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の切断法によって行うことが好ましい。本発明の鋼板、鋼管の母材及び溶接金属の金属組織を光学顕微鏡によって観察した場合に見られるベイナイトとマルテンサイトからなる金属組織を模式的に図４に示す。
図４（ａ）は下部ベイナイトとも呼ばれる金属組織であり、微細なラスとラス内に析出した微細なセメンタイトからなる。なお、光学顕微鏡による組織観察では、マルテンサイトも図４（ａ）と同様に、微細なラスとラス内に析出した微細なセメンタイトからなる。図４（ｂ）は擬似上部ベイナイトとも呼ばれる金属組織であり、図４（ａ）の下部ベイナイトよりもラスの幅が広く、またラス内には微細なセメンタイトが存在せず、ラス間にＭＡを有する。本発明において、ベイナイトとは、図４（ａ）に模式的に示した形態の下部ベイナイトと図４（ｂ）に模式的示した形態の擬似上部ベイナイトの総称である。
なお、光学顕微鏡によって金属組織を観察する場合、マルテンサイトと下部ベイナイトは何れも図４（ａ）に模式的に示した形態であるため、判別は困難である。なお、マルテンサイト及びベイナイトと、フェライト及びグラニュラーベイナイトとの光学顕微鏡による判別は可能である。グラニュラーベイナイトはアシキュラーフェライトと類似しており、模式的に図５に示したように、擬似上部ベイナイトよりも粗大なＭＡを有し、またベイナイトとは異なり、グラニュラーフェライトが存在する。
また、鋼管の周方向の引張強度を９００ＭＰａ以上とし、良好な靭性を確保するためには、母材及び溶接金属の成分組成から計算される炭素当量Ｃｅｑ、焼入れ性指標Ｐｃｍの何れか一方又は双方を適正な範囲とすることが好ましい。炭素当量Ｃｅｑは、下記（式１）によって計算され、母材では０．２０〜０．８０の範囲、溶接金属では、０．６０〜１．３０であることが好ましい。強度と靭性のバランスを考慮すると、母材では０．３０〜０．７０の範囲、溶接金属では、０．７０〜１．２０であることが更に好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、各元素の含有量［質量％］である。
また、焼入れ性指標Ｐｃｍは下記（式２）によって計算され、母材では０．１００〜０．３００の範囲、溶接金属では、０．２００〜０．５００であることが好ましい。強度と靭性のバランスを考慮すると、母材では０．１５０〜０．２５０の範囲、溶接金属では、０．２５０〜０．４００であることが更に好ましい。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ ・・・ （式２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量
［質量％］である。
なお、選択的に含有する元素であるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖの含有量が好ましい下限未満である場合には、（式１）及び（式２）では、０として、炭素当量Ｃｅｑ及び焼入れ性指標Ｐｃｍを計算する。
鋼管の溶接部及びＨＡＺには、更に熱処理を施すことが好ましく、２００〜５００℃の温度に加熱すると、旧オーステナイト粒界に沿って生成した粗大なＭＡがベイナイトと微細なセメンタイトに分解し、靭性が向上する。加熱温度が２００℃未満では、粗大なＭＡの分解が不十分で、靭性の向上効果が十分でないことがあるため、下限を２００℃以上とすることが好ましい。一方、５００℃超に溶接部を加熱すると、析出物を生じて溶接金属の靭性が劣化することがあるため、上限を５００℃以下とすることが好ましい。再熱ＨＡＺに生成していたＭＡがベイナイトとセメンタイトに分解すると、ＳＥＭによる観察では、形状はＭＡと同様であるが、内部に微細な白い析出物を含有するものとなり、ＭＡと区別することができる。
溶接部及びＨＡＺの熱処理は、外面からバーナーによって加熱すれば良く、高周波加熱を行っても良い。外表面が熱処理温度に到達した後、直ちに冷却しても良いが、ＭＡの分解を促進するためには、１ｓ以上３００ｓ以下保持することが好ましい。しかし、設備のコスト、生産性を考慮すると、保持時間は１８０ｓ以下とすることが好ましい。
以下、本発明を実施例によって詳細に説明する。
（実施例１）
表１、表２（表１のつづき）の成分組成からなる鋼を溶製し、連続鋳造によって２４０ｍｍの厚みを有する鋼片とした。表１の空欄は、成分の含有量が検出限界未満であったことを意味する。これらの鋼片を、１１００〜１２１０℃に加熱し、９５０℃以上の再結晶温度で板厚１００ｍｍまで熱間圧延し、続いて、８８０℃で未再結晶域圧延を開始し、７５０℃で圧延を終了して板厚を１３〜２５ｍｍとし、６７０〜７５０℃の温度範囲で水冷を開始し、３００℃で水冷を停止させた。
得られた鋼板をＵＯＥ工程で管状に成形し、突合せ部を内面及び外面から１層ずつサブマージドアーク溶接した。溶接ワイヤーの成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｉ：２．０〜８．５％を含有し、更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上をＣｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜５．０％の範囲で含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、一部の溶接ワイヤーは、更にＢ：０．０００１〜０．００５０％を含有している。溶接の入熱は、２．０〜５．０ｋＪ／ｍｍとした。
溶接金属とＨＡＺの境界である溶融線から１ｍｍの位置を観察位置として、ＨＡＺの金属組織をＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠して観察し、切断法により旧オーステナイトの平均粒径を測定した。また、ナイタールエッチした試料をＳＥＭによって観察し、ＭＡの幅及び長さを測定した。母材の周方向の引張強度の測定及びＨＡＺのシャルピー衝撃試験は、ＡＰＩ規格５Ｌに準拠して行った。ＨＡＺのシャルピー衝撃試験は、ノッチの位置が再熱ＨＡＺになるようにして行った。具体的には、ボンド部から１ｍｍの部位にＶノッチを導入し、−４０℃及び−６０℃にて試験を行った。結果を表３に示す。なお、溶接金属を試験片の中央部として測定した周方向の引張強度は、母材の引張強度と同等であり、破断部位が母材であることが確認された。
また、一部の鋼管の溶接金属から試料を採取し、成分組成の分析を行った。結果を表４に示す。表４の空欄は、成分の含有量が検出限界未満であったことを意味する。更に、これら鋼管の溶接金属の周方向の中央部において、先行溶接と後行溶接の会合部から１ｍｍの位置を観察位置として、先行溶接によって形成された溶接金属の組織、即ち、再熱溶接金属の金属組織をＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠して観察し、切断法により旧オーステナイト平均粒径を測定した。更に、ナイタールエッチした試料をＳＥＭによって観察し、ＭＡの幅及び長さを測定した。溶接金属の引張試験及びシャルピー衝撃試験は、ＡＰＩ規格５Ｌに準拠して行った。溶接金属のシャルピー衝撃試験は、ノッチの位置が再熱溶接金属になるようにして行った。具体的には、試験片を溶接金属の先行溶接と後行溶接の会合部を中心としてＶノッチを導入し、−４０℃及び−６０℃にて試験を行った。結果を表５に示す。
更に、一部の試料については、溶接金属及びＨＡＺを含む試料を採取して、表面の温度を熱電対で測定しながら、バーナーによる熱処理を溶接部及びＨＡＺの外面から行った。なお、熱処理温度での保持は行わず、熱処理温度に到達後、直ちに冷却した。表６に示す条件で熱処理を行った後、再熱ＨＡＺにおけるＭＡの幅及び長さを測定し、ＨＡＺのシャルピー衝撃試験を行った。また、溶接金属を試験片の中央部とし、周方向の引張強度を測定した。結果を表５に示す。溶接金属については、表７に示す条件で熱処理を行った後、再熱溶接金属におけるＭＡの幅及び長さを測定し、溶接金属のシャルピー衝撃試験及び引張試験を行った。結果を表７に示す。
表３において、鋼管母材Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ２２は本発明の例を示す。これらの鋼板は何れも、引張強度が高く、再熱ＨＡＺの旧オーステナイト粒界において観察されたＭＡが微細であり、ＨＡＺの低温靭性にも優れ、ｖＥ-40及びｖＥ-60で示した−４０℃及び−６０℃におけるＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊを超えている。
一方、鋼管母材Ｎｏ．Ｂ２３〜Ｂ３１は成分組成が本発明の範囲外の比較例であり、何れも、Ｃ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂが０．１００％を超えているため、再熱ＨＡＺのＭＡが粗大化し、ＨＡＺの靭性が低下している。また、鋼管母材Ｎｏ．Ｂ２３は、Ｃ量が本発明の範囲よりも低いため、引張強度が低下している。鋼管母材Ｎｏ．Ｂ２６及びＢ２７は、それぞれ、Ｐ及びＳの含有量が本発明の範囲よりも過剰であるため、ＨＡＺの靭性が著しく低下している。
表５に示した、溶接金属Ｎｏ．Ｗ１〜Ｗ１４は、溶接金属の成分が好ましい範囲内の本発明例である。そのため、再熱溶接金属のＭＡが微細であり、ｖＥ-40及びｖＥ-60で示した−４０℃及び−６０℃における溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊを超えている。一方、溶接金属Ｎｏ．Ｗ１５〜Ｗ２０は、母材の成分が本発明の範囲外であり、溶接金属の成分が好ましい範囲外の比較例である。また、溶接金属Ｎｏ．Ｗ２１〜Ｗ２５は、溶接金属の成分が好ましい範囲外の参考例である。
溶接金属Ｎｏ．Ｗ１５は、Ｃ量が好ましい範囲よりも少ないため、引張強度が低下している。溶接金属Ｎｏ．Ｗ１６及びＷ１７は、それぞれ、Ｃ量及びＭｎ量が好ましい範囲よりも過剰であるため、強度が上昇し、再熱溶接金属のＭＡが粗大化して溶接金属の靭性が低下している。溶接金属Ｎｏ．Ｗ１８はＰ量が、Ｎｏ．Ｗ１９はＳ量が、好ましい範囲よりも過剰であるため、溶接金属の靭性が低下した例である。溶接金属Ｎｏ．Ｗ２０は、Ｔｉ量が、好ましい範囲よりも過剰であるため、Ｔｉ炭化物を生じて溶接金属の靭性が低下している。
溶接金属Ｎｏ．Ｗ２１はＳｉ量が、Ｎｏ．Ｗ２２はＡｌ量が、好ましい範囲よりも過剰であるため、再熱溶接金属のＭＡが粗大化して溶接金属の靭性が低下している。溶接金属Ｎｏ．Ｗ２３は、Ｎｉ量が好ましい範囲よりも多く、強度及び靭性は良好であるものの、高温割れが生じている。溶接金属Ｎｏ．Ｗ２４は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ量が好ましい範囲よりも少ないため、引張強度が低下し、溶接金属Ｎｏ．Ｗ２５は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ量が好ましい範囲よりも過剰であるため、強度が上昇し、再熱溶接金属のＭＡが粗大化して溶接金属の靭性が低下している。
表６において、鋼管母材Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１９は熱処理温度が好ましい範囲内であり、熱処理前と比較して、周方向の引張強度が低下し、再熱ＨＡＺのＭＡが分解して微細になり、靭性が向上している。一方、鋼管母材Ｎｏ．Ｂ２０は、熱処理温度が好ましい範囲よりも低いため、ＭＡの微細化、靭性の向上の効果が顕著ではない。また、鋼管母材Ｂ２１及びＢ２２は熱処理温度が好ましい温度よりも高く、若干のＭＡの分解は認められるものの、靭性は熱処理前よりも低下している。
表７に示した、溶接金属Ｎｏ．Ｗ１〜Ｗ１１は、熱処理温度が好ましい範囲内であり、熱処理前と比較して、引張強度が低下し、再熱溶接金属のＭＡが分解して微細になり、靭性が向上している。一方、溶接金属Ｎｏ．Ｗ１２は、熱処理温度が好ましい範囲よりも低いため、ＭＡの微細化、靭性の向上の効果が顕著ではない。また、溶接金属Ｗ１３及びＷ１４は熱処理温度が好ましい温度よりも高く、若干のＭＡの分解は認められるものの、靭性は熱処理前よりも低下している。
Figure 2008013800
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再熱ＨＡＺの模式図である。 再熱ＨＡＺの靭性に及ぼす成分の影響を示す図である。 溶接金属の再熱ＨＡＺの模式図である。 マルテンサイト又はベイナイトの模式図である。 グラニュラーベイナイトの模式図である。
符号の説明
１ 再熱ＨＡＺ
２ マルテンサイトとオーステナイトとの混成物
３ 旧オーステナイト粒界
４ 再熱溶接金属
５ ラス
６ セメンタイト
７ グラニュラーフェライト

Claims (18)

  1. 鋼板が管状に成形され、該鋼板の突合せ部が内面及び外面から１層ずつ溶接された鋼管の、母材の成分組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０２０〜０．０８０％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．１５％、
    Ａｌ：０．０００５〜０．０３０％、
    Ｎｂ：０．０００１〜０．０３０％
    を、
    Ｃ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂ：０．１００％以下
    の範囲で含有し、更に、
    Ｍｎ：１．５０〜２．５０％、
    Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
    Ｂ ：０．０００１〜０．００３０％
    を含有し、
    Ｐ ：０．０２０％以下、
    Ｓ ：０．００３０％以下
    に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、溶接熱影響部の再熱部の旧オーステナイト粒界に存在するオーステナイトとマルテンサイトとの混成物の幅が１０μｍ以下、長さが５０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
  2. 母材の周方向の引張強度が９００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
  3. 溶接金属の成分組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０１０〜０．１００％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
    Ｍｎ：１．００〜２．００％、
    Ｎｉ：１．３０〜３．２０％、
    Ａｌ：０．０００５〜０．１００％、
    Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、
    Ｏ ：０．０００１〜０．０５００％
    を含有し、更に、
    Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上の合計：１．００〜２．５０％
    を含有し、
    Ｐ ：０．０２０％以下、
    Ｓ ：０．０１００％以下
    に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１又は２に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
  4. 溶接金属の成分組成が、質量％で、
    Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％
    を含有することを特徴とする請求項３記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
  5. 母材の成分組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、
    Ｎｉ：０．０５〜５．００％
    の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
  6. 母材の成分組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０２〜１．５０％、
    Ｗ ：０．０１〜２．００％、
    Ｖ ：０．０１０〜０．１００％、
    Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、
    Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
  7. 母材の成分組成が、質量％で、
    Ｍｇ ：０．０００１〜０．０１００％、
    Ｃａ ：０．０００１〜０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、
    Ｙ ：０．０００１〜０．００５０％、
    Ｈｆ ：０．０００１〜０．００５０％、
    Ｒｅ ：０．０００１〜０．００５０％
    の１種又は２種以上を含有する請求項１〜６の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
  8. 請求項１〜４の何れか１項に記載の低温靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材であるラインパイプ用高強度鋼板であって、成分組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０２０〜０．０８０％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．１５％、
    Ａｌ：０．０００５〜０．０３０％、
    Ｎｂ：０．０００１〜０．０３０％
    を、
    Ｃ＋０．２５Ｓｉ＋０．１Ｍｏ＋Ａｌ＋Ｎｂ：０．１００％以下
    の範囲で含有し、更に、
    Ｍｎ：１．５０〜２．５０％、
    Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
    Ｂ ：０．０００１〜０．００３０％
    を含有し、
    Ｐ ：０．０２０％以下、
    Ｓ ：０．００３０％以下
    に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
  9. 請求項５に記載の低温靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材であるラインパイプ用高強度鋼板であって、成分組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、
    Ｎｉ：０．０５〜５．００％
    の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項８記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
  10. 請求項６に記載の低温靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材であるラインパイプ用高強度鋼板であって、成分組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０２〜１．５０％、
    Ｗ ：０．０１〜２．００％、
    Ｖ ：０．０１０〜０．１００％、
    Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、
    Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項８又は９に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
  11. 請求項７に記載の低温靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材であるラインパイプ用高強度鋼板であって、成分組成が、質量％で、
    Ｍｇ ：０．０００１〜０．０１００％、
    Ｃａ ：０．０００１〜０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、
    Ｙ ：０．０００１〜０．００５０％、
    Ｈｆ ：０．０００１〜０．００５０％、
    Ｒｅ ：０．０００１〜０．００５０％
    の１種又は２種以上を含有する請求項８〜１０の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
  12. 請求項８〜１１の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、請求項８〜１１の何れか１項に記載の成分からなる鋼を溶製、鋳造し、鋼片を、１０００℃以上に再加熱し、未再結晶温度域での圧下比を３以上として熱間圧延し、５００℃以下で水冷を停止することを特徴とする低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
  13. 請求項１〜７の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法であって、請求項８〜１１の何れか１項に記載の方法によって製造した低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼板を管状に成形して突合せ部を溶接し、その後、拡管を行うことを特徴とする低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
  14. 鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、突合せ部を内外面からサブマージドアーク溶接し、その後、拡管を行うことを特徴とする請求項１３記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
  15. 請求項１４記載のサブマージドアーク溶接に使用する溶接ワイヤーの成分組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０１〜０．１２％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
    Ｍｎ：１．００〜２．５０％、
    Ｎｉ：２．００〜８．５０％
    を含み、更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上を
    Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．００〜５．００％
    の範囲で含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１２〜１４の何れか１項に低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
  16. 溶接ワイヤーの成分組成が、質量％で、
    Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％
    を含有することを特徴とする請求項１５記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
  17. 溶接後、拡管前に、溶接部及び溶接熱影響部を熱処理することを特徴とする請求項１２〜１６の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
  18. 溶接部及び溶接熱影響部を熱処理する際の加熱温度が２００〜５００℃であることを特徴とする請求項１３〜１７の何れか１項に記載の低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
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