JP5048167B2 - 低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管および低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法、厚肉溶接鋼管製造用鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、原油及び天然ガス輸送用ラインパイプなどに好適な、低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管に関する。

原油、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用鋼管は、輸送効率の観点から高強度化又は厚肉化が要求される。鋼の強度を高めるためには、ベイナイトの利用が有効であり、米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０以上の高強度溶接鋼管が開発されている。

ラインパイプ用鋼管の肉厚を厚くする場合、溶接部、特に、溶接の熱影響部（Heat Affected Zone（以下「ＨＡＺ」））の靭性の低下が問題になる。厚板をＵＯ工程で管状に成形し、端部同士を突き合わせてシーム溶接する場合、入熱量の大きいサブマージアーク溶接が採用される。このサブマージアーク溶接では、特に、ＨＡＺの組織の粗大化やマルテンサイトとオーステナイトの混合組織（Martensite-Austenite constituent（以下「ＭＡ」））の生成によって、靭性が低下する。

特に、内面及び外面からのサブマージアーク溶接によってシーム溶接する場合、先に溶接された溶融線近傍のＨＡＺが、後からの溶接の入熱によって再加熱される。このように、複数回、サブマージアーク溶接される場合には、粗大化したＨＡＺの組織が破壊の起点になり、著しく靭性が低下することがある。

また、Ｘ８０以上の高強度溶接鋼管では、強度の向上にベイナイトが利用されるため、母材及びＨＡＺの靭性の低下が問題になる。このような問題に対して、母材の靭性の向上には、ポリゴナルフェライトを利用する方法が提案されている。また、ＨＡＺの靭性の向上には、粒内変態を利用して組織を微細化する方法が提案されている（例えば、特許文献１〜４）。更に、Ｂの添加により、ＨＡＺの靭性を向上させる方法が提案されている（例えば、特許文献５）。

特開２００８−１５６７５４号公報 特開２００８−１６３４５５号公報 特開２００８−１６３４５６号公報 特開２００９−１４９９１７号公報 ＰＣＴ国際公開ＷＯ−２００８/０６９２８９Ａ１

Ｘ６０〜７０のいわゆる汎用ラインパイプでは、低温靭性の確保が課題になっている。これは、例えば、北極圏などの寒冷地で、油田およびガス田の開発が進められているためである。寒冷地では、気温が−４０℃程度にまで低下することがあるため、ラインパイプ用鋼管には、ばらつきを考慮して−６０℃での低温靭性が要求される。

また、輸送効率の観点からラインパイプ用鋼管を厚肉化すると、シーム溶接の入熱を多くしなければならなくなり、ＨＡＺの組織の粗大化やＭＡの生成によって、低温靭性が低下する。また、ラインパイプ用鋼管を厚肉化するには、母材鋼板の厚みを厚くしなければならないため、母材鋼板を製造する際における熱間圧延後の冷却速度が低下する。したがって、ベイナイトを利用して厚肉溶接鋼管を高強度化するためには、薄肉の高強度鋼管に比べて、多くの合金を添加しなければならなくなる。

しかし、合金の添加量を増加させると、ＨＡＺでは、破壊の起点となるＭＡが生成しやすくなる。更に、合金の添加量を増加させると、母材鋼板の強度が汎用溶接鋼管のレベルであっても、高強度鋼板と同等に焼入れ性が高められるため、ＨＡＺの硬さは高強度溶接鋼管と同等になる。したがって、汎用ラインパイプ用鋼管を厚肉化する場合、薄肉の高強度溶接鋼管と比較して、ＨＡＺの低温靭性の確保が困難になる。更に、ラインパイプの主要規格では、Ｂの添加はＸ１００以上可能であると定められており、Ｘ６０〜７０のいわゆる汎用ラインパイプでは、Ｂの添加は認められていない。

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、肉厚が２５〜４５ｍｍである、低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管及びその製造方法、厚肉溶接鋼管製造用鋼板を提供するものである。なお、本発明の厚肉溶接鋼管においては、周方向を引張方向とする降伏強度が４００〜６３５ＭＰａであり、−６０℃における溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上であることを目標とする。

本発明者は、薄肉溶接鋼管に比べて合金の添加量の多い厚肉溶接鋼管のＨＡＺの低温靭性を向上させるために、母材鋼板の成分及び溶接条件によってＨＡＺの組織を制御する方法を検討した。その結果、焼入れ性を高める元素のうち、特にＭｎとＭｏの含有量を最適化し、溶接の入熱を肉厚に応じて適正化すれば、ＨＡＺの低温靭性を確保できるという知見を得た。本発明の要旨は、以下のとおりである。

（１）
管状に成形された母材鋼板をシーム溶接してなる粗粒ＨＡＺを有する肉厚２５〜４５ｍｍの厚肉溶接鋼管であって、
前記母材鋼板が、質量％で、
Ｃ ：０．０３％〜０．０８５％、
Ｍｎ：１．４５％〜１．８５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
Ｏ ：０．０００５〜０．００５％、
を含み、
Ｓｉ：０．１５％以下、
Ａｌ：０．０１５％以下、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｍｏ：０．２０％以下、
に制限され、かつＭｎ及びＭｏの含有量が下記（式１）を満足し、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１６〜０．１９であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
前記母材鋼板の金属組織が、面積率で３０〜９５％のフェライトと低温変態組織とからなり、
前記粗粒ＨＡＺの金属組織において、粒界フェライトの面積率が１．５％以上であり、粒界フェライトと粒内フェライトの全面積率が１１％以上９０％以下であり、ＭＡの面積率が１０％以下であり、残部がベイナイトからなる、低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。

1.2325≦（0.85×[Mn]−[Mo]）≦1.5215 ・・・ （式１）
Ｐｃｍ＝[C]＋[Si]/30＋（[Mn]＋[Cu]＋[Cr]）/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋[V]/10 ・・・（式２）
（式２）において[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量［質量％］である。

（２）
前記母材鋼板の金属組織のフェライトの粒径が、２〜１５μｍである、（１）に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。

（３）
溶接によるＨＡＺの金属組織のベイナイトが、ラス状ベイナイトと塊状ベイナイトからなり、前記ラス状ベイナイトの面積率が２０％以下である、（１）に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。

（４）
前記母材鋼板が、更に、質量％で、
Ｃｕ：０．７０％以下、
Ｎｉ：０．７０％以下
の一方又は双方を含有する、（１）に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。

（５）
前記母材鋼板が、更に、質量％で、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｖ ：０．１０％以下、
Ｚｒ：０．０５０％以下、
Ｔａ：０．０５０％以下
のうち１種又は２種以上を含有する、（１）に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。

（６）
前記母材鋼板が、更に、質量％で、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％以下
のうち１種又は２種以上を含有する、（１）に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。

（７）
前記厚肉溶接鋼管の周方向を引張方向とする降伏強度が４００〜６３５ＭＰａであり、−６０℃における前記粗粒ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上である、（１）に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。

（８）
前記厚肉溶接鋼管の溶接金属が、質量％で、
Ｃ：０．０４％〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０１％〜０．３５％、
Ｍｎ：１．５％〜２．０％、
Ａｌ：０．００２％〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００３％〜０．０３０％、
Ｏ：０．０００５％〜０．０３０％
を含み、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
に制限され、
更に、質量％で、
Ｎｉ：０．２％〜１．０％、
Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：０．２％〜１．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる、（１）に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。

（９）
質量％で、
Ｃ ：０．０３％〜０．０８５％、
Ｍｎ：１．４５％〜１．８５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
Ｏ ：０．０００５〜０．００５％、
を含み、
Ｓｉ：０．１５％以下、
Ａｌ：０．０１５％以下、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｍｏ：０．２０％以下、
に制限され、かつＭｎ及びＭｏの含有量が下記（式１）を満足し、下記（式２）によって求めるＰｃｍが０．１６〜０．１９であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を鋳造し、得られた鋼片を９５０〜１１５０℃に加熱し、Ａｒ_３以上の終了温度で熱間圧延を行い、６００℃以下まで水冷して得られた、金属組織が、面積率で３０〜９５％のフェライトと低温変態組織とからなる母材鋼板を管状に成形し、
前記母材鋼板の端部を突合わせて内面及び外面からのサブマージアーク溶接によってシーム溶接するに際し、前記内面からのサブマージアーク溶接の入熱Ｊ_I［ｋＪ／ｃｍ］と、前記外面からのサブマージアーク溶接の入熱Ｊ_O［ｋＪ／ｃｍ］と板厚ｔ［ｍｍ］とが、下記（式３）及び（式４）の関係を満たすようにしてシーム溶接する、肉厚２５〜４５ｍｍの、低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法。

1.2325≦（0.85×[Mn]−[Mo]）≦1.5215 ・・・ （式１）
Ｐｃｍ＝[C]＋[Si]/30＋（[Mn]＋[Cu]＋[Cr]）/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋[V]/10 ・・・（式２）
（式２）において[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量［質量％］である。
−２．３≦Ｊ_I−１．７５ｔ≦２７．８ ・・・ （式３）
−９．６≦Ｊ_O−２．４２ｔ≦２０．６ ・・・ （式４）

（１０）
９００℃以下での圧下比を２．０以上として熱間圧延する、（９）に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法。

（１１）
前記母材鋼板を管状に成形する工程が、母材鋼板をＣ字状、Ｕ字状、Ｏ字状の順番に成形するＵＯ工程であり、母材鋼板の端部をシーム溶接した後、得られた厚肉溶接鋼管を拡管する工程を備える、（９）に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法。

（１２）
厚肉溶接鋼管の製造に用いられる肉厚２５〜４５ｍｍの鋼板であって、
質量％で、
Ｃ ：０．０３％〜０．０８５％、
Ｍｎ：１．４５％〜１．８５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
Ｏ ：０．０００５〜０．００５％、
を含み、
Ｓｉ：０．１５％以下、
Ａｌ：０．０１５％以下、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｍｏ：０．２０％以下、
に制限され、かつＭｎ及びＭｏの含有量が下記（式１）を満足し、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１６〜０．１９であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
金属組織が、面積率で３０〜９５％のフェライトと低温変態組織とからなる、厚肉溶接鋼管用鋼板。
1.2325≦（0.85×[Mn]−[Mo]）≦1.5215 ・・・ （式１）
Ｐｃｍ＝[C]＋[Si]/30＋（[Mn]＋[Cu]＋[Cr]）/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋[V]/10 ・・・（式２）
（式２）において[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量［質量％］である。

（１３）
前記金属組織のフェライトの粒径が、２〜１５μｍである、（１２）に記載の厚肉溶接鋼管用鋼板。

本発明によれば、肉厚が２５〜４５ｍｍであり、−６０℃という低温で良好なＨＡＺ靭性を有する厚肉溶接鋼管を提供することができる、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。

厚肉溶接鋼管のＨＡＺの組織を説明するための模式図であり、粗粒ＨＡＺの定義を説明するための図である。 厚肉溶接鋼管の粗粒ＨＡＺの組織を説明するための模式図であり、旧オーステナイト粒界近傍のＭＡとラス状ベイナイトを説明するための図である。 本発明の厚肉溶接鋼管の粗粒ＨＡＺの金属組織を説明するための模式図であり、粗粒ＨＡＺの粒界フェライト及び粒内フェライトを説明するための図である。 粗粒ＨＡＺの靭性を評価するＶノッチ試験片の採取位置を説明するための図である。 0.85×[Mn]−[Mo]と、−６０℃における粗粒ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーの関係を示すグラフである。 丸棒試験片の採取位置を説明するための図である。 本発明例の粗粒ＨＡＺの金属組織を示す写真である。 比較例の粗粒ＨＡＺの金属組織を示す写真である。 図７の金属組織の模式図である。 図８の金属組織の模式図である。

本発明者は、優れた低温靭性を有する厚肉溶接鋼管を得るために、以下に示すように、検討した。本発明者は、まず、厚肉溶接鋼管の溶接の熱影響部（ＨＡＺ）の組織について調査を行った。

図１は、厚肉溶接鋼管のＨＡＺの組織を説明するための模式図であり、粗粒ＨＡＺの定義を説明するための図である。厚肉溶接鋼管は、例えば、Ｃ字状、Ｕ字状、Ｏ字状の順番に成形するＵＯ工程によって管状にされた母材鋼板Ａの端部同士をシーム溶接して製造される。図１は、ＨＡＺを含む厚肉溶接鋼管の断面の一部分を示している。

図１において、符号１は厚肉溶接鋼管の外面溶接金属（溶接金属）、符号２は内面溶接金属（溶接金属）を示し、符号５は母材鋼板ＡのＨＡＺを示し、符号３は母材鋼板Ａと溶接金属１、２との溶融線を示している。溶接金属１、２と、溶接の際に溶融しなかった母材鋼板Ａとの境界が溶融線３である。厚肉溶接鋼管の周方向に沿い、溶融線３から母材鋼板Ａの内部に向かって所定の距離までの範囲がＨＡＺ５となる。ＨＡＺ５において、溶融線３から母材鋼板Ａ側に０．３ｍｍまでの領域が粗粒ＨＡＺ４となる。

本発明者が検討した結果、溶融線３の近傍のＨＡＺ５では、旧オーステナイト粒が粗大になっていることがわかった。なお、旧オーステナイト粒は、シーム溶接の際に発生したオーステナイト粒が、フェライトと低温変態組織に変ったものである。旧オーステナイト粒の粒径は、シーム溶接の際に発生したオーステナイト粒の粒径に等しい。特に、ＨＡＺ５のうち、溶融線３から母材鋼板側に０．３ｍｍまでの領域である粗粒ＨＡＺ４では、旧オーステナイト粒の粒径が１００μｍ以上になっており、大きいものでは粒径２００〜３００μｍの旧オーステナイト粒も観察された。溶融線３から母材鋼板Ａ側に０．３ｍｍまでのＨＡＺ５（粗粒ＨＡＺ４）には旧オーステナイト粒が１〜３個含まれる。

換言すれば、本発明において、粗粒ＨＡＺ４とは、溶接によりオーステナイト温度域まで加熱された結果、旧オーステナイト粒径が１００μｍ以上となっている領域である。本発明者らは、厚肉溶接鋼管のＨＡＺ５から試験片を採取して、−６０℃における靭性を評価した結果、粗粒ＨＡＺ４で脆性破壊しやすいといった知見を得た。

図２は、厚肉溶接鋼管の粗粒ＨＡＺ４の組織を説明するための模式図であり、旧オーステナイト粒の粒界近傍のＭＡとラス状ベイナイトを説明するための図である。図２において、符号６は旧オーステナイト粒界を示し、符号７はラス状ベイナイトを示し、符号８はＭＡを示している。図２は、粗粒ＨＡＺ４において、旧オーステナイト粒界６を挟んで、二つの旧オーステナイト粒Ｇ１、Ｇ２が接している状態を示している。上述したように、粗粒ＨＡＺ４では、シーム溶接の際に発生したオーステナイト粒が、冷却後に旧オーステナイト粒となる。そして、隣接する旧オーステナイト粒Ｇ１、Ｇ２同士の間には、旧オーステナイト粒界６が痕跡となって現れる。粗粒ＨＡＺ４では、旧オーステナイト粒界６および旧オーステナイト粒の内部に、ラス状ベイナイト７、ＭＡ８が生成される。

厚肉溶接鋼管では、母材強度と靭性を両立させるために、ＭｎやＭｏなどの焼入れ性元素が多く添加される。そのため、粗粒ＨＡＺ４では、図２に示すように、旧オーステナイト粒界６からラス状ベイナイト７が生成されやすい。

図２に示すラス状ベイナイト７は、ラス状のフェライトの間にセメンタイトが生成してなる組織である。溶接後の粗粒熱影響部４の冷却速度が遅い場合、生成したラス状ベイナイト７の間にＣが濃縮するため、図２に示すように、マルテンサイトとオーステナイトのＭＡ８が生成される。

本発明者は、粗粒熱影響部４のＭＡ８の分布状態と脆性破壊の起点との対応を詳細に調査した。その結果、図２に示すＭＡ８のうち、旧オーステナイト粒界６に隣接するＭＡ９が破壊の起点となることを突き止めた。

旧オーステナイト粒界６を挟んで、各旧オーステナイト粒の内部に向かってそれぞれ生成されるラス状ベイナイト７は、互いに結晶方位が大きく異なる。そのため、旧オーステナイト粒界６は大傾角粒界となる。したがって、旧オーステナイト粒界６に隣接するＭＡ９が破壊の起点となりやすいと考えられる。なお、大傾角粒界とは、方位差が１５°以上の粒界と定義され、ＥＢＳＰ解析により判定することができる。

一方、旧オーステナイト粒の粒内においてラス状ベイナイト７の間に生成されるＭＡ８は、脆性破壊の起点とならないことがわかった。この理由は、図２に示すように、旧オーステナイト粒の粒内に生成されるＭＡ８同士は、結晶方位がほぼ同じであり、ＭＡ８同士の間に存在する粒界が大傾角粒界とならないからと考えられる。

本発明者は、さらに検討を重ね、優れた低温靭性を有する厚肉溶接鋼管を得るためには、粗粒ＨＡＺ４の金属組織において、粒界フェライトの面積率が１．５％以上であり、粒界フェライトと粒内フェライトの全面積率が１１％以上９０％以下であり、ＭＡ８の面積率が１０％以下であり、残部がベイナイトであることが必要であることを見出した。

図３は、本発明の厚肉溶接鋼管の粗粒ＨＡＺ４の金属組織を説明するための模式図である。図３に示すように、本発明の厚肉溶接鋼管の粗粒ＨＡＺ４には、旧オーステナイト粒界６に生成された粒界フェライト１０と、旧オーステナイト粒内に生成された粒内フェライト１１とが含まれている。粒界フェライト１０は、溶接時の再熱で生成したオーステナイト粒が冷却された際に、旧オーステナイト粒界６の位置に核生成して粒成長したフェライトである。粒内フェライト１１は、オーステナイト粒が冷却された際に、旧オーステナイト粒の内部の微細介在物を核として生成したフェライトである。

粗粒ＨＡＺ４の旧オーステナイト粒界６に生成された粒界フェライト１０は、破壊の亀裂伝播の抵抗となる。上述したように、粗粒ＨＡＺ４では、旧オーステナイト粒界６から各旧オーステナイト粒Ｇ１、Ｇ２の内部に向かって、互いに結晶方位が異なった状態で、ラス状ベイナイト７、ＭＡ９が生成される。粒界フェライト１０が存在することにより、旧オーステナイト粒界６の位置で、このように互いに結晶方位が異なるラス状ベイナイト７、ＭＡ９の間に粒界フェライト１０が入り込むこととなる。この粒界フェライト１０が破壊の亀裂伝播の抵抗となり、粗粒ＨＡＺ４の低温靭性が向上する。

−６０℃における粗粒ＨＡＺ４の低温靭性を有効に向上させるためには、粒界フェライト１０の面積率が１．５％以上であることが必要である。粒界フェライト１０の面積率は、図３に示すように、粗粒ＨＡＺ４の断面組織において、粒界フェライト１０が現れる面積率（旧オーステナイト粒界６に接しているフェライトの面積率）で定義される。粒界フェライト１０の面積率が１．５％未満では、粒界フェライト１０の破壊伝播抵抗がは十分でなく、１．５％以上が必要である。

また、旧オーステナイト粒内の酸化物から生成される粗粒ＨＡＺ４の粒内フェライト１１は微細であり、破壊の亀裂伝播の抵抗となって、脆性破壊抵抗を高め、低温靭性を向上させる。また、粒内フェライト１１の生成にともない、セメンタイトが析出するため、粗大なＭＡ８の生成が抑制される。

旧オーステナイト粒界６における粒界フェライト１０と粒内フェライト１１が十分に存在することにより、−６０℃における靭性に優れた厚肉溶接鋼管が得られる。本発明の厚肉溶接鋼管では、−６０℃における靭性を確保するために、粗粒ＨＡＺ４の金属組織において、粒界フェライト１０と粒内フェライト１１の全面積率が１１％以上であることが必要である。なお、粗粒ＨＡＺ４の金属組織における粒内フェライト１１の面積率は０．５％以上であることが望ましい。

粗粒ＨＡＺ４の金属組織における粒界フェライト１０及び粒内フェライト１１の面積率の増加とともにＨＡＺ５の低温靭性が改善される。しかし、粒界フェライト１０及び粒内フェライト１１の面積率の合計が９０％を超えると、強度が低下する。このため、本発明においては、粗粒ＨＡＺ４の金属組織における粒界フェライト１０及び粒内フェライト１１の面積率の合計の上限を、９０％以下とし、好ましくは８０％以下とする。

また、粗粒ＨＡＺ４の金属組織に含まれるベイナイトは、図２に示すラス状ベイナイト７と塊状ベイナイト（不図示）とからなる。ラス状ベイナイト７は、ラス状のフェライトの間にセメンタイトが生成した組織である。互いに隣接しているラス状ベイナイト７同士は同じ結晶方位で生成されるため、粗粒ＨＡＺ４の金属組織に含まれるラス状ベイナイト７は粗大な組織となり、靭性を劣化させる。したがって、本発明においては、粗粒ＨＡＺ４のラス状ベイナイト７の面積率を２０％以下にすることが好ましい。塊状ベイナイトは、グラニュラーベイナイトとも呼ばれるものであり、塊状のフェライトの間にセメンタイトが生成した組織である。

また、本発明者は、粗粒ＨＡＺ４の金属組織を、粒界フェライト１０及び粒内フェライト１１が十分に生成され、かつ、ＭＡ８が抑制されたものに制御するため、母材鋼板Ａの合金の成分について検討を行った。

ＨＡＺ５に生成されたベイナイトとＭＡ８は、靭性を低下させる。そのため、母材鋼板Ａの合金の成分については、焼入れ性を向上させる元素のうち、含有量の多いＭｎと、焼入れ性に及ぼす効果が顕著であるＭｏとに着目して検討を行った。

Ｍｎは、母材鋼板の強度を向上させる安価な元素として有用であり、ＨＡＺ５のフェライト生成を抑制する効果は比較的小さい。一方、Ｍｏは微量で母材強度の向上に有用な元素であるが、ＨＡＺ５のフェライト生成を顕著に抑制する。そのため、ＨＡＺ５の靭性を確保するためには、含有量を抑制すべきである。

本発明者は、Ｍｎ及びＭｏの含有量を決定するために、Ｍｎ及びＭｏの含有量の異なる複数の板厚２５〜４５ｍｍの母材鋼板を製造した。そして、本発明者は、各母材鋼板を用いて、サブマージアーク溶接して継手を作製し、低温靭性を評価した。サブマージアーク溶接は、表面及び裏面から一層ずつ行った。低温靭性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して−６０℃でシャルピー衝撃試験を行い、Ｖノッチ試験片のシャルピー吸収エネルギーを測定して、評価した。Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ Ｚ ３１２８に準拠して作成した。

図４は、Ｖノッチ試験片の採取位置を説明するための図である。図４において、符号１は外面溶接金属（溶接金属）、符号２は内面溶接金属（溶接金属）を示し、符号３は母材鋼板Ａと溶接金属１、２との溶融線を示している。図４に示すように、Ｖノッチ試験片１５の長手方向と、母材鋼板Ａの幅方向（厚肉溶接鋼管の周方向）が一致している。Ｖノッチ試験片１５の中央が溶融線３の位置となるように、Ｖノッチ試験片１５が切り出されている。これにより、Ｖノッチ試験片１５の中央に形成されるＶノッチ１６が、溶融線３と交わっている。また、Ｖノッチ試験片１５は、母材鋼板Ａ（厚肉溶接鋼管）の外面側と内面側からそれぞれ２ｍｍの深さにおいて採取されたものである。

そして、本発明者は、このＶノッチ試験片１５を用いたシャルピー衝撃試験の結果、Ｍｎ及びＭｏの含有量が、下記（式１）を満足する場合に、ＨＡＺ５、特に粗粒ＨＡＺ４の低温靭性を確保できることを見いだした。
1.2325≦（0.85×[Mn]−[Mo]）≦1.5215 ・・・ （式１）
（式１）において[Mn]、[Mo]は、それぞれ、Ｍｎ、Ｍｏの含有量［質量％］である。

（0.85×[Mn]−[Mo]）が１．１〜１．６である各鋼種で作製した各Ｖノッチ試験片１５を用いて、粗粒ＨＡＺ４の低温靭性を調べた。その結果、図５を得た。（0.85×[Mn]−[Mo]）が（式１）の下限値未満であると、粗粒ＨＡＺ４の粒界フェライト１０の生成を抑制するＭｏの影響が大きくなる。一方、（0.85×[Mn]−[Mo]）が（式１）の上限値を超えると、Ｍｎによる焼入れ性の向上の効果が大きくなる。そのため、（0.85×[Mn]−[Mo]）が（式１）の範囲外では、粗粒ＨＡＺ４に粒界フェライト１０が十分に生成しなくなり、−６０℃における粗粒ＨＡＺ４のシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ未満となって、ＨＡＺ５の低温靭性が低下する。

また、粗粒ＨＡＺ４の粒内フェライト１１の生成核には、Ｔｉの酸化物が好適である。したがって、本発明では、粗粒ＨＡＺ４の金属組織における粒内フェライトの面積率を０．５％以上とするために、母材鋼板Ａの合金の成分におけるＡｌの含有量の上限が０．０１５％以下に制限されるとともに、０．００５〜０．０２％のＴｉが含有され、微細なＴｉ酸化物が生成される。

また、Ｓｉ及びＡｌは、ＭＡ８の生成を促進する元素である。本発明では、粗粒ＨＡＺ４の金属組織におけるＭＡ８の面積率を１０％以下にするために、母材鋼板Ａの合金の成分におけるＡｌの含有量の上限が０．０１５％以下に制限されるとともに、Ｓｉの含有量が０．１５％以下に制限される。

また、母材鋼板Ａの下記（式２）によって求めるＰｃｍが０．１９を超えると、粗粒ＨＡＺ４に粒内フェライト１１が十分に生成されず、粗粒ＨＡＺ４の低温靭性が不十分となる。Ｐｃｍは、一般には、溶接性の指標であるが、焼入れ性に影響を及ぼす合金成分の関係式であり、厚肉溶接鋼管の金属組織にも影響する。焼入れ性が増加すると、粗粒ＨＡＺ４のラス状ベイナイト８が生成されやすくなる。Ｐｃｍが０．１９を超えると、粗粒ＨＡＺ４の金属組織におけるラス状ベイナイト４の面積率が２０％以下にならなくなる場合があるため、好ましくない。

Ｐｃｍ＝[C]＋[Si]/30＋（[Mn]＋[Cu]＋[Cr]）/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋[V]/10 ・・・（式２）
（式２）において[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量［質量％］である。

なお、含有量が制限されるＭｏ、選択的に含有されるＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖについては、意図的に含有しない場合、上記（式１）、（式２）において０として計算する。

「母材鋼板の金属組織」
次に、本発明の厚肉溶接鋼管の母材鋼板の金属組織について説明する。肉厚が２５〜４５ｍｍである本発明の厚肉溶接鋼管の強度が、ＡＰＩ規格でＸ６０グレード以上となるには、母材鋼板の金属組織に低温変態組織を生成させることが必要である。低温変態組織は、一般に、マルテンサイト、ベイナイト、ＭＡの総称である。ただし、本発明の母材鋼板では、熱間圧延後の冷却速度が遅いため、マルテンサイトが生成し難く、低温変態組織が、ベイナイト、ＭＡの一方又は双方になることが多い。一方、母材鋼板の金属組織が低温変態組織のみ、例えば、ベイナイト単相になると、斜行破面が形成され、靭性が劣化するため、母材鋼板の金属組織にフェライトを生成させることが必要である。

本発明では、−６０℃で靭性を確保するために、母材鋼板の金属組織は、面積率で３０〜９５％のフェライトと、低温変態組織とからなる。フェライトの面積率は、靭性を向上させるために３０％以上とし、強度を確保するために９５％以下とする。フェライトの残部は低温変態組織であり、このうちＭＡは、靭性に悪影響を及ぼす組織ではあるため、面積率で１０％以下にすることが好ましい。ただし、母材鋼板の結晶粒はＨＡＺに比べると微細であるため、ＭＡの悪影響が問題にならないことが多い。厚肉溶接鋼管の母材鋼板の金属組織は、フェライトの面積率が５０％以上、ベイナイトの面積率が５０％以下であれば、強度と靭性とのバランスが更に良好となる。

母材鋼板の金属組織に含まれるフェライトの粒径が粗大であると、セパレーションが顕著となって母材鋼板の靭性が劣化することがある。したがって、−６０℃における靭性を確保するためには、母材鋼板のフェライトの粒径を１５μｍ以下にすることが好ましい。低温靭性を向上させるためには、母材鋼板のフェライトの粒径を微細化することが望ましい。しかし、本発明の厚肉溶接鋼管は、肉厚が２５ｍｍ以上である。板厚が２５ｍｍ以上である鋼板では、熱間圧延の圧下比や冷却速度に限界がある。したがって、製造コストの観点から、母材鋼板のフェライトの粒径の下限は２μｍ以上が好ましい。

「母材鋼板の成分」
次に、本発明の厚肉溶接鋼管の母材鋼板の成分について説明する。なお、成分についての％の表記は、特に断りがない場合は質量％を意味する。

母材鋼板の金属組織は、焼入れ性との相関が強く、本発明では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量［質量％］から上記（式２）によって求めるＰｃｍで評価する。本発明では、母材鋼板及び厚肉溶接鋼管のＨＡＺの強度と低温靭性を両立させ、Ｘ６０グレード以上を満足するために、母材鋼板の合金の成分においてＰｃｍは０．１６〜０．１９とされる。

Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。本発明では、Ｃの含有量を制限し、フェライトとベイナイトの混合組織にすることで、母材鋼板の強度と靱性が両立される。Ｃ含有量が０．０３％未満であると強度が不十分となる。Ｃ含有量が０．０８５％を超えると靱性が劣化する。そのため本発明では最適なＣ量は、０．０３〜０．０８５％の範囲にされる。

Ｓｉは脱酸元素であるが、ＨＡＺでＭＡ生成を助長させる元素である。Ｓｉ含有量が０．１５％を超えるとＭＡの生成が顕著となり靱性が劣化する。そのため本発明では、Ｓｉ含有量は０．１５％以下にされる。ＭＡの生成を抑制するためには、Ｓｉ含有量は０．１０％以下が好ましい。

Ｍｎは、脱酸剤として使用され、母材鋼板の強度と靱性の確保に必要である。ベイナイトの生成を促進し、強度を得るためには、１．４５％以上のＭｎを含有させることが必要である。好ましくは、１．５０％以上のＭｎを含有させる。一方、粗粒ＨＡＺの粒界フェライトを生成させるため、本発明では、Ｍｎの含有量の上限は１．８５％以下にされる。好ましくは、Ｍｎ量は１．８０％以下である。

Ｐは、不純物元素であり、０．０２％超を含有すると母材鋼板の靱性が劣化する。したがって、Ｐの含有量の上限は０．０２％以下である。

Ｓは、不純物元素であり、０．００５％超を含有すると粗大な硫化物を生成して、母材鋼板の靱性を劣化させる。したがって、Ｓの含有量の上限は０．００５％以下である。

Ａｌは、脱酸剤として使用されるが、本発明では、粒内フェライトの生成核としてＴｉ酸化物を利用するため、Ａｌの含有量の上限は０．０１５％以下に制限される。また、Ａｌは、粗粒ＨＡＺのＭＡの生成を助長させるため、Ａｌ含有量の上限は０．０１０％以下に制限されることが好ましい。

Ｔｉは、粒内変態の生成核として有効に作用するＴｉの酸化物を微細に分散させるため、重要な元素である。その効果を発揮させるために、本発明では、Ｔｉの含有量は０．００５％以上にする。しかし、Ｔｉ量が０．０２０％を超えると、粗大なＴｉの炭窒化物が生成され、靱性が損なわれる。したがって、Ｔｉの含有量の上限は０．０２０％以下とする。Ｔｉ量の好ましい上限は、０．０１５％以下である。

Ｎｂは、母材鋼板の組織を細粒化させるとともに、微細な炭窒化物を生成させるため、強度と靱性を確保するために重要な元素である。その効果を発揮させるには、０．００５％以上のＮｂが含有される必要がある。しかし、Ｎｂの含有量が０．０５０％を超えると粗大な炭窒化物が生成し、靱性が劣化する。したがって、Ｎｂの含有量の上限は０．０５０％以下とする。Ｎｂは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、粗粒ＨＡＺの粒界フェライトの生成を促進するためには、Ｎｂの含有量の上限が０．０２５％以下にされることが好ましい。

Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、特に肉厚の厚い母材鋼板の強度と靱性の両立には有効である。しかし、本発明では、粗粒ＨＡＺに粒界フェライトを生成させるため、Ｍｏの含有量の上限は０．２０％以下に制限される。また、粗粒ＨＡＺのＭＡの生成を抑制するためには、Ｍｏの含有量は０．１５％以下にすることが好ましい。

Ｏ（酸素）は、鋼中に不可避的に含有される元素である。本発明においては、粒内フェライトの生成に寄与する微細なＴｉ酸化物を生成させるために、母材鋼板のＯ含有量を０．０００５〜０．００５％とする。すなわち、Ｏ含有量が０．０００５％未満では十分な個数のＴｉ酸化物が生成されず、０．００５％超では粗大なＴｉ酸化物が生成して靱性が劣化する。なお、母材鋼板のＯ含有量は、酸化物が生成する鋳造時に鋼中に残存する酸素量と同等である。

更に、強度と靭性を向上させる元素として母材鋼板に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａのうち、１種又は２種以上を含有しても良い。またこれらの元素は、含有量が好ましい下限未満の場合は、特に悪影響を及ぼすことはない。

Ｃｕ及びＮｉは、靭性を損なうことなく強度を上昇させる有効な元素であり、その効果を得るためには、Ｃｕ及びＮｉの含有量の下限は０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ及びＮｉの含有量の上限は、鋼片加熱時及び溶接時の割れを抑制するため、０．７０％以下とすることが好ましい。

Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａは、炭化物、窒化物を生成し、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素であり、１種又は２種以上を含有させても良い。強度を効果的に上昇させるためには、Ｃｒ含有量の下限は０．０２％以上、Ｖ含有量の下限は０．０１％以上、Ｚｒ含有量及びＴａ含有量の下限は、共に０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒを過剰添加すると、焼入れ性の向上により強度が上昇し、靭性を損なうことがあるため、Ｃｒの含有量の上限は１．００％以下とすることが好ましい。また、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａが過剰添加されると、炭化物及び窒化物が粗大化し、靭性が損なわれることがあるため、Ｖ含有量の上限は０．１０％以下、Ｚｒ含有量、Ｔａ含有量の上限は共に０．０５０％以下とすることが好ましい。

更に、介在物の形態を制御して、靭性の向上を図るため、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭのうち１種又は２種以上が母材鋼板に含有されてもよい。また、これらの元素も、含有量が好ましい下限未満の場合は、特に悪影響を及ぼすことはない。

Ｍｇは、酸化物の微細化、硫化物の形態制御に効果を発現する元素である。特に、微細なＭｇの酸化物は粒内変態の生成核として作用し、また、ピニング粒子として粒径の粗大化を抑制する効果を発現する。これらの効果を得るために、Ｍｇが０．０００１％以上含有されることが好ましい。一方、０．０１００％を超える量のＭｇを含有すると、粗大な酸化物が生成して、母材鋼板及び鋼管のＨＡＺ靭性が劣化されるので、Ｍｇ量の含有量の上限は０．０１００％以下とすることが好ましい。

Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物の形態制御に有用であり、硫化物を生成して圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、母材鋼板の板厚方向の特性、特に耐ラメラテアー性を改善する元素である。この効果を得るためには、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量の下限は、共に０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量が、０．００５０％を超えると、粗大な酸化物が増加して靭性を劣化されるので、Ｃａ含有量およびＲＥＭ含有量の上限は０．００５０％以下とすることが好ましい。

また、本発明の厚肉溶接鋼管の母材鋼板の肉厚は２５ｍｍ以上である。ラインパイプとして使用する際に、内圧による破壊を防止するためには、母材鋼板の肉厚を３０ｍｍ以上とすることが好ましい。一方、母材鋼板の肉厚は、４５ｍｍを超えると、強度を向上させるために多くの合金の添加が必要になり、また、溶接の入熱が大きくなることから、強度及び低温靭性の確保が難しくなる。したがって、本発明の厚肉溶接鋼管の母材鋼板の肉厚の上限は４５ｍｍ以下とする。

本発明は、いわゆる汎用ラインパイプであるＸ６０〜７０の溶接鋼管を対象としており、周方向に対応する引張方向の降伏強度は６３５ＭＰａ以下であることが好ましい。ラインパイプの内圧を高めるためには、溶接鋼管の周方向に対応する引張方向の降伏強度を４００ＭＰａ以上にすることが好ましい。なお、通常、鋼管の周方向に対応する方向とは、母材鋼板の板幅方向である。また、本発明の厚肉溶接鋼管は、寒冷地での使用が想定されており、−６０℃におけるＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが４０Ｊ以上、更には８０Ｊ以上であることが好ましい。

「溶接金属の成分組成」
更に溶接金属の成分組成について述べる。
Ｃは、溶接金属の強度向上に極めて有効な元素であり、０．０４％以上を含有することが好ましい。しかし、Ｃ含有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、溶接金属のＣ含有量の上限は０．０９％以下とすることが好ましい。

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％以上含有することが好ましい。一方、Ｓｉが過剰に添加されると溶接金属の低温靭性が低下するため、Ｓｉ含有量の上限は０．３５％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、再熱された溶接金属の低温靭性が著しく劣化することがあるため、Ｓｉ含有量の上限は０．３０％以下とすることが更に好ましい。

Ｍｎは、溶接金属の強度と靭性のバランスを確保するために有効な元素であり、Ｍｎ含有量の下限は１．５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｎが多量に含有されると偏析が助長され、溶接金属の低温靭性が損なわれ、溶接に使用する溶接ワイヤーの製造も困難になるので、Ｍｎ含有量の上限は２．０％以下とすることが好ましい。

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る。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、溶接金属のＡｌ含有量は０．００２％以上にすることが好ましい。しかし、Ａｌは、ＭＡの生成を助長する元素であるため、溶接金属のＡｌ含有量の好ましい上限は、０．０３０％以下である。

Ｔｉは、粒内変態の生成核となる微細な酸化物を生じて、溶接金属の粒径の微細化に寄与する。Ｔｉは、０．００３％以上含有させることが好ましい。一方、Ｔｉが多量に含有されるとＴｉの炭化物が多く生成し、低温靭性が劣化されることがあるので含有量の上限は０．０３０％と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、０．０００５％以上であることが多い。しかし、Ｏが、０．０３０％を超えて溶接金属に残存した場合、粗大な酸化物が生成され、溶接金属の靭性が低下することがある。したがって、溶接金属のＯ含有量の上限は０．０３０％以下とすることが好ましい。通常、溶接金属のＯ含有量は、サブマージアーク溶接に使用するフラックスによって調整される。

Ｐ及びＳは不純物であり、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は、Ｐ含有量の上限は０．０２％以下、Ｓ含有量の上限は０．００５％以下とすることが好ましい。なお、低温靭性の観点から、Ｐ含有量の更に好ましい上限は０．０１％以下である。

溶接金属は、更に、選択的に、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上を含有することが好ましい。

Ｎｉは、溶接金属の焼入れ性を高めて強度を確保し、更に、低温靭性を向上させる元素である。効果を得るためには、０．２％以上のＮｉが含有されることが好ましい。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、Ｎｉ量の上限は１．０％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種以上が合計で０．２％以上含有されることが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを過剰に含有すると、溶接金属の焼入れ性が高くなりすぎて、低温靭性が損なわれることがある。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種又は２種以上の合計の含有量の上限は１．０％以下にすることが好ましい。

溶接金属は、更に焼入れ性を高めるために、Ｂが含有されても良い。Ｂは、溶接金属の焼入れ性を顕著に高める元素であり、強度を確保するには、０．０００１％以上を含有することが好ましい。一方、Ｂを過剰に含有すると、溶接金属の靭性が損なわれることがあるので、Ｂ含有量の上限は０．００５０％以下とすることが好ましい。

溶接金属は、母材鋼板からの希釈によって、上記以外の元素、例えば、母材鋼板の必須元素であるＮｂ、選択的に母材に添加されるＣｕ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭなどを含有することがある。また、溶接金属は、溶接ワイヤーの精錬や凝固を良好に行わせるために必要に応じて添加させた、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｇ等の元素を含有する場合がある。これらは、不可避的に含有される不純物である。

「厚肉溶接鋼管の製造方法」
次に、本発明の厚肉溶接鋼管の製造方法について説明する。まず、母材鋼板の製造方法について説明する。

上述の母材鋼板の成分に調整した鋼が溶製された後、鋳造して鋼片とされる。鋳造は常法で行えば良いが、生産性の観点から連続鋳造が好ましい。鋼片は熱間圧延のために加熱される。

熱間圧延では、鋼の組織がオーステナイトとなる温度域に鋼片が加熱される。本発明における母材鋼板の化学成分では、鋼の組織がオーステナイトとなるＡｃ_３が９５０℃を超えることはないため、熱間圧延の加熱温度は９５０℃以上とする。鋼片の加熱温度の上限は、母材鋼板の結晶粒を微細化するために、１１５０℃以下とする。また、熱間圧延後のフェライト変態を促進させるためには、低い温度で熱間圧延が行われ、蓄積される歪み量が多くされることが好ましい。したがって、熱間圧延の加熱温度を低下させることが好ましく、１１００℃以下が更に好ましい鋼片の加熱温度の上限である。

熱間圧延は、加熱炉から鋼片が抽出された後、直ちに開始されても良い。したがって圧延開始温度は特に規定されない。

熱間圧延の終了温度は、鋼の組織がオーステナイト単相になる温度以上で熱間圧延を行うことから、Ａｒ_３以上とする。Ａｒ_３未満の終了温度で熱間圧延が行われると、加工を受けたフェライトが生成して靭性が低下したり、特定の方位が集積した集合組織が形成されて、母材鋼板の材質の異方性が顕著になることがある。

母材鋼板の結晶粒を微細化する観点から、再結晶が促進される温度域（再結晶温度域）である９００℃超での熱間圧延の圧下比が２．０以上とされることが好ましい。再結晶温度域での圧下比は、鋼片の厚みと、９００℃超における最終の圧延後の板厚との比である。

熱間圧延が行われる際に、低い温度での圧下比を高めると、結晶粒を微細にすることができる。特に、９００℃以下は、再結晶が抑制される温度域（未再結晶域）であり、水冷後、フェライト変態を促進するために、９００℃以下の熱間圧延での圧下比を高めることが好ましい。母材鋼板のフェライトの粒径を１５μｍ以下にするためには、熱間圧延の９００℃以下での圧下比を２．５以上にすることが好ましい。更にフェライトの粒径を微細化するには、熱間圧延の９００℃以下での圧下比を３．０以上にすることが好ましい。９００℃以下での圧下比とは、９００℃以下での圧延開始前の板厚を、熱間圧延終了後の板厚で除した比である。

なお、９００℃超における最終の圧延後の板厚と、９００℃以下の圧延を開始する前の板厚とは、結局、同じ数値になる。また、熱間圧延の未再結晶域及び再結晶域での圧下比の上限は規定されないが、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、１２．０以下である。

熱間圧延が終了した後、母材鋼板の組織をフェライトとベイナイトとが混合した組織とするため、水冷が実施される。水冷の停止温度が高すぎると、パーライトが生成するため、水冷の停止温度を６００℃以下とする。水冷停止温度の下限は規定せず、室温まで冷却しても良いが、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母材鋼板が管状に成形され、管状の母材鋼板の端部（シーム）が突合わされ、内面及び外面からのサブマージアーク溶接によってシーム溶接され、厚肉溶接鋼管が形成される。本発明においては、母材鋼板がＣ字状、Ｕ字状、Ｏ字状の順番にプレス成形（ＵＯ工程）され、母材鋼板の端部が突き合わされてサブマージアーク溶接によってシーム溶接された後、得られた厚肉溶接鋼管をエキスパンダーなどを用いて拡管するＵＯＥ工程であることが好ましい。

本発明の厚肉溶接鋼管の製造方法では、母材鋼板の端部を突合わせてサブマージアーク溶接する工程は、母材鋼板の端部を突き合わせて内面からサブマージアーク溶接を行った後、外面からサブマージアーク溶接を行う工程であることが好ましい。

サブマージアーク溶接の入熱は、粗粒ＨＡＺの組織に多大な影響を及ぼす。また、本発明では、通常よりも溶接後の冷却速度が遅くされるために、意図的にサブマージアーク溶接の入熱が高めにされる。

本発明者は、溶接後の粗粒ＨＡＺの冷却速度が、粗粒ＨＡＺにおける旧オーステナイト粒界へのフェライト及びＭＡの生成に影響を及ぼすという観点から、サブマージアーク溶接の入熱と母材鋼板の肉厚との関係を検討した。本発明者は、板厚が２５〜４０ｍｍの母材鋼板を用いて、サブマージアーク溶接を表面及び裏面から一層ずつ行い、複数の継手を作製した。そして、本発明者は、複数の継手について粗粒ＨＡＺの組織を観察し、サブマージアーク溶接の入熱および母材鋼板の板厚と、粗粒ＨＡＺの組織との関係を調べた。

本発明者は、先に溶接する側の入熱を内面溶接入熱Ｊ_i［Ｊ／ｃｍ］とし、後から溶接する側の入熱を外面溶接入熱Ｊ_ｏ［Ｊ／ｃｍ］とし、板厚ｔとの関係を整理して、粗粒ＨＡＺの組織に及ぼす影響を評価した。その結果、本発明者は、粗粒ＨＡＺの粒界フェライトを確保し、ＭＡの生成を抑制するためには、下記（式３）及び（式４）の関係を満足することが必要であるという知見を得た。

−２．３≦Ｊ_I−１．７５ｔ≦２７．８・・・（式３）
−９．６≦Ｊ_O−２．４２ｔ≦２０．６・・・（式４）
上記（式３）及び（式４）が、粗粒ＨＡＺの組織の制御のために必要である理由は、次のとおりであると考えられる。

（Ｊ_I−１．７５ｔ）および／または（Ｊ_O−２．４２ｔ）が小さくなると溶接後の冷却速度が速くなる。（Ｊ_I−１．７５ｔ）および／または（Ｊ_O−２．４２ｔ）が上記範囲未満であると、粒界フェライトを確保することができない。一方、（Ｊ_I−１．７５ｔ）および／または（Ｊ_O−２．４２ｔ）が大きくなると溶接後の冷却速度が遅くなる。（Ｊ_I−１．７５ｔ）および／または（Ｊ_O−２．４２ｔ）が上記範囲を超えると、ＭＡが生成しやすくなり、ＭＡの生成を抑制することができなくなる。

（Ｊ_I−１．７５ｔ）が上記（式３）の範囲内であって（Ｊ_O−２．４２ｔ）が上記（式４）の範囲内であると、粗粒ＨＡＺの金属組織の粒界フェライト及び粒内フェライトが確保されるとともに、ＭＡの生成が抑制される。

すなわち、粗粒ＨＡＺの金属組織において面積率０．１％以上の粒界フェライトを確保するためには、（Ｊ_I−１．７５ｔ）を−２．３以上とし、（Ｊ_O−２．４２ｔ）を−９．６以上とする必要がある。また、粗粒ＨＡＺの金属組織においてＭＡの面積率を１０％以下にするには、（Ｊ_I−１．７５ｔ）を２７．８以下、（Ｊ_O−２．４２ｔ）を２０．６以下とする必要がある。

また、溶接ワイヤーは、母材鋼板による成分の希釈を考慮して、溶接金属の成分組成を上述した範囲とするために、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、Ａｌ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成である。さらに、溶接ワイヤーは、Ｂ：０．００１〜０．００５％を含んでも良く、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種もしくは２種以上をＣｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜５．０％の範囲で含有しても良い。

また、本発明においては、厚肉溶接鋼管の真円度を向上させるために、シーム溶接した後に得られた厚肉溶接鋼管は拡管されることが好ましい。厚肉溶接鋼管の真円度を拡管によって高める場合、塑性域まで変形させることが必要であるため、拡管率を０．７％以上とすることが好ましい。拡管率は、拡管後の厚肉溶接鋼管の外周長と拡管前の厚肉溶接鋼管の外周長の差を、拡管前の厚肉溶接鋼管の外周長で除した値を百分率で表したものである。拡管率が２％超になると、母材鋼板も溶接金属も塑性変形により、靭性が劣化する。したがって、拡管率は０．７〜２．０％とすることが好ましい。

以下、本発明の効果を実施例により具体的に説明する。
表１の化学成分を有する鋼種Ａ〜Ｒの鋼を鋳造し、２４０ｍｍの厚みを有する鋼片とした。鋼種Ａ〜Ｍは本発明例であり、鋼種Ｎ〜Ｒは、比較例である。なお、表１中、（式１）は、0.85×[Mn]−[Mo]（[Mn]、[Mo]は、Ｍｎ、Ｍｏの含有量［質量％］）である。空欄は、元素を意図的に添加しないことを意味する。下線は、本発明の範囲外であることを意味する。

これらの鋼片を用いて、表２に示した熱間圧延の加熱温度に加熱し、表２に示した９００℃以下での熱間圧延の圧下比で、Ａｒ_３以上の終了温度で熱間圧延を行った。熱間圧延終了直後の温度以下７５０℃以上の開始温度で水冷を開始し、表２に示す水冷停止温度まで水冷し、母材鋼板を得た。なお、９００℃超の再結晶温度域での熱間圧延後の板厚は２５〜４５ｍｍであった。なお、表２中、圧下比は９００℃以下の熱間圧延の開始前と終了後の板厚の比である。下線は、本発明の範囲外であることを意味する。また、板厚は拡管する前の溶接時における板厚である。

次いで、得られた母材鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、母材鋼板の端部を突合わせて内面から表２に示す入熱でサブマージアーク溶接を行った後、外面から表２に示す入熱でサブマージアーク溶接を行うことによりシーム溶接した。得られた厚肉溶接鋼管を拡管して外径１０１６ｍｍの製造Ｎｏ．１〜２０の厚肉溶接鋼管を得た。製造Ｎｏ．１〜２０の厚肉溶接鋼管において、製造Ｎｏ．１〜１３は本発明例であり、製造Ｎｏ．１４〜２０は、比較例である。

サブマージアーク溶接は、母材鋼板による希釈を考慮し、質量％で、Ｃ:０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ａｌ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０５％以下を含有し、更に、必要に応じて、Ｎｉ：２．０〜８．５％、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、Ｂ：０．０００１〜０．００５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する溶接ワイヤーを用いた。

製造Ｎｏ．１〜２０の厚肉溶接鋼管の溶接金属より試料を採取し、成分分析を行った結果を表３に示す。

製造Ｎｏ．１〜２０の厚肉溶接鋼管から、ＪＩＳ Ｚ ３１２８に準拠して、Ｖノッチ試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して−６０℃でシャルピー試験を行い、粗粒ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギー（粗粒ＨＡＺの靱性−６０℃）を求めた。その結果を表４に示す。なお、Ｖノッチ試験片は、周方向を長手方向とし、後から溶接した側の面（外面）から板厚方向に２ｍｍ下の位置から採取した。また、図４に示したＶノッチ試験片１５と同様に、Ｖノッチ試験片１５のＶノッチ１６は、Ｖノッチ１６の底の中央部で溶融線３と交わるように設けた。なお、表４中、下線は、本発明の範囲外であることを意味する。

製造Ｎｏ．１〜２０の厚肉溶接鋼管から、鋼管周方向を長手方向とする丸棒試験片を採取して、母材鋼板の周方向に対応する引張方向の降伏強度（母材鋼板の降伏強度）を求めた。丸棒試験片の採取位置は、図６に示すように、厚肉溶接鋼管２０の断面の中心Ｏを回転軸として、シーム溶接位置から周方向に９０°又は２７０°離れた部位で肉厚の中央位置（肉厚ｔに対してｔ/２の位置）とし、平行部の直径は６ｍｍとした。その結果を表４に示す。

製造Ｎｏ．１〜２０の厚肉溶接鋼管の母材鋼板の板厚中央部のミクロ組織を光学顕微鏡によって観察し、フェライト、ベイナイト、ＭＡの面積率を測定し、残部組織を確認した。フェライトの粒径も光学顕微鏡を用いて測定した。その結果を表４に示す。母材鋼板のフェライトの粒径は、シーム溶接位置から周方向に９０°又は２７０°離れた部位で、かつ、肉厚ｔに対してｔ/４および3ｔ/４の位置での、鋼板表面（溶接鋼管表面）と垂直で鋼管長手方向に平行な断面（Ｌ断面）において、切断法で測定された平均値である。

製造Ｎｏ．１〜２０の厚肉溶接鋼管の溶接金属近傍より小片を採取し、粗粒熱影響部の金属組織を光学顕微鏡にて観察し、旧オーステナイトの粒界及び粒内に生成したフェライト、ベイナイト、ＭＡの面積率を測定した。またラス状ベイナイトの面積率も光学顕微鏡にて測定した。その結果を表４に示す。

製造Ｎｏ．１〜１３は、母材鋼板の金属組織が面積率３０〜９５％で粒径１５μｍ以下のフェライトとベイナイトとを含み、粗粒ＨＡＺの金属組織が、粒界フェライトを面積率で０．１％以上含み、粒内フェライトを面積率で０．５％以上含み、粒界フェライト及び粒内フェライトの面積率の合計が９０％以下であり、マルテンサイトとオーステナイトの混合組織（ＭＡ）の面積率が１０％以下であり、残部がベイナイトからなるものであり、母材鋼板の周方向に対応する引張方向の降伏強度が６３５ＭＰａ以下であり、粗粒ＨＡＺの−６０℃における吸収エネルギーが６０Ｊ以上であり、低温靱性は良好である。

製造Ｎｏ．１４は母材鋼板のＳｉ含有量が多く、粗粒ＨＡＺに面積率１０％を超えるＭＡが生成し、粗粒ＨＡＺの低温靱性が低下した。

製造Ｎｏ．１５は、Ｐｃｍが高く、強度が高すぎ、粗粒ＨＡＺに粒内フェライトが生成せず、粗粒ＨＡＺの低温靭性が低下した例である。

製造Ｎｏ．１６は、ＭｎとＭｏのバランスが（式１）の上限を超える例である。一方、製造Ｎｏ．１７は、ＭｎとＭｏのバランスが（式１）の下限に満たない例である。製造Ｎｏ．１６及び１７では、何れも（式１）を満足しないため、粗粒ＨＡＺに粒界フェライトが１．５％以上生成せず、粗粒ＨＡＺの低温靱性が低下している。

製造Ｎｏ．１８は、Ａｌ量が過剰であり、粗粒ＨＡＺに粒内フェライトが生成せず、粗粒ＨＡＺに面積率１０％を超えるＭＡが生成し、粗粒ＨＡＺの低温靱性が低下した例である。

製造Ｎｏ．１９は、サブマージアーク溶接の入熱が小さい例であり、粗粒熱影響部に粒界フェライトが生成せず、粗粒ＨＡＺの低温靱性が低下している。

一方、製造Ｎｏ．２０は、サブマージアーク溶接の入熱が大きい例であり、粗粒ＨＡＺに粒界フェライトが生成せず、粗粒ＨＡＺに面積率１０％を超えるＭＡが生成して、粗粒ＨＡＺの低温靱性が低下している。

図７は、製造Ｎｏ．１の厚肉溶接鋼管の溶接金属近傍より小片を採取し、光学顕微鏡にて観察した粗粒ＨＡＺの金属組織を示す写真である。図８は、製造Ｎｏ．１７の厚肉溶接鋼管の溶接金属近傍より小片を採取し、光学顕微鏡にて観察した粗粒ＨＡＺの金属組織を示す写真である。図９に示したように、製造Ｎｏ．１の本発明例では、粗粒ＨＡＺにおいて、旧オーステナイト粒界６に粒界フェライト１０が生成され、旧オーステナイト粒界６が不明瞭になっていた。一方、図１０に示したように、製造Ｎｏ．１７の比較例では、粗粒ＨＡＺにおいて、旧オーステナイト粒界６に粒界フェライト１０が生成されておらず、旧オーステナイト粒界６が明瞭になっていた。

１ 外面溶接金属
２ 内面溶接金属
３ 溶融線
４ 粗粒ＨＡＺ
５ ＨＡＺ
６ 旧オーステナイト粒界
７ ラス状ベイナイト
８ ＭＡ
９ 破壊の起点となるＭＡ
１０ 粒界フェライト
１１ 粒内フェライト
１５ Ｖノッチ試験片
１６ Ｖノッチ
２０ 厚肉溶接鋼管

Claims (13)

1. 管状に成形された母材鋼板をシーム溶接してなる粗粒ＨＡＺを有する肉厚２５〜４５ｍｍの厚肉溶接鋼管であって、
   前記母材鋼板が、質量％で、
   Ｃ ：０．０３％〜０．０８５％、
   Ｍｎ：１．４５％〜１．８５％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
   Ｏ ：０．０００５〜０．００５％、
   を含み、
   Ｓｉ：０．１５％以下、
   Ａｌ：０．０１５％以下、
   Ｐ ：０．０２％以下、
   Ｓ ：０．００５％以下、
   Ｍｏ：０．２０％以下、
   に制限され、かつＭｎ及びＭｏの含有量が下記（式１）を満足し、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１６〜０．１９であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
   前記母材鋼板の金属組織が、面積率で３０〜９５％のフェライトと低温変態組織とからなり、
   前記粗粒ＨＡＺの金属組織において、粒界フェライトの面積率が１．５％以上であり、粒界フェライトと粒内フェライトの全面積率が１１％以上９０％以下であり、ＭＡの面積率が１０％以下であり、残部がベイナイトからなる、低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。
   1.2325≦（0.85×[Mn]−[Mo]）≦1.5215 ・・・ （式１）
   Ｐｃｍ＝[C]＋[Si]/30＋（[Mn]＋[Cu]＋[Cr]）/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋[V]/10 ・・・（式２）
   （式２）において[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量［質量％］である。
2. 前記母材鋼板の金属組織のフェライトの粒径が、２〜１５μｍである、請求項１に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。
3. 前記粗粒ＨＡＺの金属組織のベイナイトが、ラス状ベイナイトと塊状ベイナイトからなり、前記ラス状ベイナイトの面積率が２０％以下である、請求項１に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。
4. 前記母材鋼板が、更に、質量％で、
   Ｃｕ：０．７０％以下、
   Ｎｉ：０．７０％以下
   の一方又は双方を含有する、請求項１に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。
5. 前記母材鋼板が、更に、質量％で、
   Ｃｒ：１．００％以下、
   Ｖ ：０．１０％以下、
   Ｚｒ：０．０５０％以下、
   Ｔａ：０．０５０％以下
   のうち１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。
6. 前記母材鋼板が、更に、質量％で、
   Ｍｇ：０．０１００％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下、
   ＲＥＭ：０．００５０％以下
   のうち１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。
7. 前記厚肉溶接鋼管の周方向を引張方向とする降伏強度が４００〜６３５ＭＰａであり、−６０℃における前記粗粒ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上である、請求項１に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。
8. 前記厚肉溶接鋼管の溶接金属が、質量％で、
   Ｃ：０．０４％〜０．０９％、
   Ｓｉ：０．０１％〜０．３５％、
   Ｍｎ：１．５％〜２．０％、
   Ａｌ：０．００２％〜０．０３０％、
   Ｔｉ：０．００３％〜０．０３０％、
   Ｏ：０．０００５％〜０．０３０％
   を含み、
   Ｐ：０．０２％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   に制限され、
   更に、質量％で、
   Ｎｉ：０．２％〜１．０％、
   Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：０．２％〜１．０％、
   Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
   の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる、請求項１に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管。
9. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３％〜０．０８５％、
   Ｍｎ：１．４５％〜１．８５％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
   Ｏ ：０．０００５〜０．００５％、
   を含み、
   Ｓｉ：０．１５％以下、
   Ａｌ：０．０１５％以下、
   Ｐ ：０．０２％以下、
   Ｓ ：０．００５％以下、
   Ｍｏ：０．２０％以下、
   に制限され、かつＭｎ及びＭｏの含有量が下記（式１）を満足し、下記（式２）によって求めるＰｃｍが０．１６〜０．１９であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を鋳造し、得られた鋼片を９５０〜１１５０℃に加熱し、Ａｒ_３以上の終了温度で熱間圧延を行い、６００℃以下まで水冷して得られた、金属組織が、面積率で３０〜９５％のフェライトと低温変態組織とからなる母材鋼板を管状に成形し、
   前記母材鋼板の端部を突合わせて内面及び外面からのサブマージアーク溶接によってシーム溶接するに際し、前記内面からのサブマージアーク溶接の入熱Ｊ_I［ｋＪ／ｃｍ］と、前記外面からのサブマージアーク溶接の入熱Ｊ_O［ｋＪ／ｃｍ］と板厚ｔ［ｍｍ］とが、下記（式３）及び（式４）の関係を満たすようにしてシーム溶接する、肉厚２５〜４５ｍｍの、低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法。
   1.2325≦（0.85×[Mn]−[Mo]）≦1.5215 ・・・ （式１）
   Ｐｃｍ＝[C]＋[Si]/30＋（[Mn]＋[Cu]＋[Cr]）/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋[V]/10 ・・・（式２）
   ここで、[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量［質量％］である。
   −２．３≦Ｊ_I−１．７５ｔ≦２７．８ ・・・ （式３）
   −９．６≦Ｊ_O−２．４２ｔ≦２０．６ ・・・ （式４）
10. ９００℃以下での圧下比を２．０以上として熱間圧延する、請求項９に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法。
11. 前記母材鋼板を管状に成形する工程が、母材鋼板をＣ字状、Ｕ字状、Ｏ字状の順番に成形するＵＯ工程であり、母材鋼板の端部をシーム溶接した後、得られた厚肉溶接鋼管を拡管する工程を備える、請求項９に記載の低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法。
12. 厚肉溶接鋼管の製造に用いられる肉厚２５〜４５ｍｍの鋼板であって、
    質量％で、
    Ｃ ：０．０３％〜０．０８５％、
    Ｍｎ：１．４５％〜１．８５％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
    Ｏ ：０．０００５〜０．００５％、
    を含み、
    Ｓｉ：０．１５％以下、
    Ａｌ：０．０１５％以下、
    Ｐ ：０．０２％以下、
    Ｓ ：０．００５％以下、
    Ｍｏ：０．２０％以下、
    に制限され、かつＭｎ及びＭｏの含有量が下記（式１）を満足し、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１６〜０．１９であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    金属組織が、面積率で３０〜９５％のフェライトと低温変態組織とからなる、厚肉溶接鋼管用鋼板。
    1.2325≦（0.85×[Mn]−[Mo]）≦1.5215 ・・・ （式１）
    Ｐｃｍ＝[C]＋[Si]/30＋（[Mn]＋[Cu]＋[Cr]）/20＋[Ni]/60＋[Mo]/15＋[V]/10 ・・・（式２）
    （式２）において[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[Ni]、[Mo]、[V]は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖの含有量［質量％］である。
13. 前記金属組織のフェライトの粒径が、２〜１５μｍである、請求項１２に記載の厚肉溶接鋼管用鋼板。

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