JP2003138340A

JP2003138340A - 溶接部靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法

Info

Publication number: JP2003138340A
Application number: JP2001335174A
Authority: JP
Inventors: Takuya Hara; 卓也原; Hitoshi Asahi; 均朝日
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2001-10-31
Filing date: 2001-10-31
Publication date: 2003-05-14

Abstract

(57)【要約】【課題】低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ以上
（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）を有する鋼管およびその製造
方法を提供する。【解決手段】溶接金属部もしくは溶接熱影響部におい
て複合介在物を核にして粒内ベイナイトが生成し、その
核が酸化物および酸化物の周辺に析出したＭｎ主体の硫
化物とＣｕ主体の硫化物の２相よりなる複合硫化物、も
しくは、さらにこの複合硫化物に窒化物が析出した複合
介在物であることを特徴とする溶接部靱性に優れた高強
度溶接鋼構造物。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は溶接部の低温靱性に
優れた高強度溶接鋼構造物(建築、橋梁、海溝、ライン
パイプ等の溶接構造物)に用いられる超高強度鋼板およ
びその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、ＨＴ８０，ＨＴ１００クラスの高
張力鋼もその製造技術の進歩により低炭素当量で製造さ
れ、溶接性特に低温割れ感受性が向上している。

【０００３】一方、高張力鋼の溶接も、能率向上のた
め、溶接部の大入熱化が指向されている。これまでは、
小入熱の多層溶接が一般的であったＨＴ８０，ＨＴ１０
０の両面１パス溶接が検討されている。また、天然ガス
を輸送ラインパイプのシーム溶接も同様である。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（ＡＰ
Ｉ）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。

【０００４】しかし、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・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なされているが、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。

【０００５】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Ｎ
ＫＫ技報Ｎｏ．１３８（１９９２），ｐｐ２４−３１お
よびＴｈｅ７ＴｈＯｆｆｓｈｏｒｅＭｅｃｈａｎ
ｉｃｓａｎｄＡｒｃｔｉｃＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎ
ｇ（１９８８），ＶｏｌｕｍｅＶ，ｐｐ１７９−１８
５）を基本に検討されているが、これではせいぜい、Ｘ
１００（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
ンパイプについては、既に鋼板製造の研究は行われてい
る（ＰＣＴ／ＪＰ９６／００１５５、００１５７）。

【０００６】しかし、このような超高強度ラインパイプ
では、特に溶接部の靱性を確保することは難しく、これ
に関する課題が解決できないと鋼板は製造できても鋼管
の製造は不可能である。パイプラインの超高強度化は母
材の強度・低温靱性バランスを始めとして溶接金属およ
び溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性、現地溶接性、継手軟
化、バースト試験による管体破断など多くの問題を抱え
ており、これらを克服した画期的な超高強度ラインパイ
プ（Ｘ１００超）の早期開発が要望されている。

【０００７】厚板等では、超高強度溶接部特に溶接熱影
響部および溶接金属の低温靱性を向上させるには、一般
に多量のＮｉを添加するか（例えば、溶接接合便覧ｐｐ
８８８）、もしくは低入熱で多層盛りを行うか（例えば
新日本製鐵ＣＡＴＮｏ．ＥＸＥ３３２（１９７３）ｐｐ
１〜６９）のどちらが好ましい。

【０００８】しかしながら、これらを実際のラインパイ
プに適用する場合には多大な費用がかかるという問題点
が残されている。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】本発明は低温靱性に優
れた引張強さ９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００
超）を有する鋼管およびその製造方法を提供するもので
ある。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶接金属
の引張強さが９００ＭＰａ以上で、かつ低温靱性に優れ
た超高強度シーム溶接部が満足すべき条件について鋭意
研究を行い、新しい超高強度溶接部およびその製造方法
を発明するに至った。本発明の要旨は以下のとおりであ
る。（１）溶接金属部もしくは溶接熱影響部において複合介
在物を核にして粒内ベイナイト分率が５０％以上生成
し、その複合介在物が酸化物、および酸化物の周辺に析
出したＭｎ主体の硫化物とＣｕ主体の硫化物の２相より
なる複合硫化物であることを特徴とする溶接部靱性に優
れた超高強度鋼管。（２）溶接金属部もしくは溶接熱影響部において複合介
在物を核にして粒内ベイナイト分率が５０％以上生成
し、その複合介在物が酸化物、および酸化物の周辺に析
出したＭｎ主体の硫化物とＣｕ主体の硫化物の２相より
なる複合硫化物およびこの複合硫化物に窒化物が析出し
た複合介在物であることを特徴とする溶接部靱性に優れ
た超高強度鋼管。（３）前記酸化物がＴｉ含有酸化物であることを特徴と
する（１）または（２）記載の溶接部靭性に優れた超高
強度鋼管。（４）前記酸化物、硫化物からなる複合硫化物、または
前記酸化物、硫化物および窒化物からなる複合介在物の
サイズが、平均円相当径で０．０１〜５μｍであり、か
つ平均密度が１×１０³ 個／ｍｍ² 以上で溶接金属中に
存在することを特徴とする（１）〜（３）の何れかの項
に記載の溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼構造物。（５）母材の引張強度が９００ＭＰａ以上を有すること
を特徴とする（１）〜（４）の何れかの項に記載の溶接
部靭性に優れた超高強度鋼管。（６）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（１）〜（５）の
何れかの項に記載の溶接部靭性に優れた超高強度鋼管。（７）溶接金属の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０４
〜０．１４％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：
１．２〜２．２％、Ｐ：≦０．０１％、Ｓ：≦０．０１
０％、Ｎｉ：１．３〜３．２％、Ｃｕ：０．１〜１．０
％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜２．５％、Ｔｉ：０．
００３〜０．０５０％、Ａｌ：≦０．０２％、Ｂ：≦
０．００５％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなることを特徴とする（１）〜（６）の何れかの項に
記載の溶接部靱性に優れた超高強度鋼管。（８）母材の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３〜
０．１０％、Ｓｉ：≦０．６％、Ｍｎ：１．７〜２．５
％、Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．００３％、Ｎｉ：
０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：
０．１５〜２．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：≦０．０６％を
含み、さらに選択的に、Ｂ：≦０．００５％、Ｎ：０．
００１〜０．００６％、Ｖ：≦０．１０％、Ｃｒ：≦
０．８％、Ｃａ：≦０．０１％、ＲＥＭ：≦０．０２
％、Ｍｇ：≦０．００６％の１種または２種以上を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴
とする（１）〜（７）の何れかの項に記載の溶接部靱性
に優れた超高強度鋼管。（９）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：≦
０．６％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：≦０．０１５
％、Ｓ：≦０．００３％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｕ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜２．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％、Ａｌ：≦０．０６％を含み、さらに選択的に、
Ｂ：≦０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ：≦０．１０％、Ｃｒ：≦０．８％、Ｃａ：≦０．０
１％、ＲＥＭ：≦０．０２％、Ｍｇ：≦０．００６％の
１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ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、その鋼
板の突合せ部の内外面から、質量％で、Ｃ：０．０１〜
０．１２％、Ｓｉ：≦０．３％、Ｍｎ：１．２〜２．４
％、Ｎｉ：４．０〜８．５％、Ｃｕ：０．１〜２．０
％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０〜５．０％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．１５０％、Ａｌ：≦０．０２％、残部Ｆｅを
主成分とする溶接ワイヤと焼成型もしくは溶融型フラッ
クスを使用してサブマージアーク溶接を行い、その後、
拡管することを特徴とする溶接部靭性に優れた超高強度
鋼管の製造方法。

【００１１】

【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。

【００１２】本発明は９００ＭＰａ以上の引張強さ（Ｔ
Ｓ）を有する低温靱性に優れた超高強度溶接部に関する
発明である。

【００１３】前述したように、この高強度溶接部を適用
するものとして、９００ＭＰａ以上の引張り強度を有す
る超高強度ラインパイプがある。このラインパイプで
は、従来主流である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。Ｘ６５の場合は圧力を高めるためには肉厚を
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）を有する低温
靱性に優れた超高強度ラインパイプが必要とされる理由
である。

【００１４】一方、高強度になると急激に鋼管の製造が
困難になる。この場合、シーム溶接部も含めた目標特性
を得るには、特に溶接部(ここでは溶接金属と溶接熱影
響部)の低温靱性を改善しなければならない。

【００１５】溶接金属の低温靱性は、強度依存性が高
く、図１に示すように、例えば、−２０℃で８４Jのシ
ャルピー吸収エネルギ−を満足させるには最悪のケース
を考えて、溶接金属強度を１０２５ＭＰａ未満にする必
要があるが、必要に応じて１０２５ＭＰａを越える場合
もあり、より高強度で高靱性の溶接金属の開発が要望さ
れている。

【００１６】また、溶接熱影響部の低温靱性について
は、内面溶接後に生じた粗粒部が外面溶接での熱影響を
受けることによって粗粒再熱部が生じ、そこの靱性が著
しく劣化することが知られている。この原因は粗大なベ
イナイト組織が原因であるが、これを克服するには組織
を細分化させることが要望されている。

【００１７】溶接熱影響部および溶接金属の低温靱性を
向上させるために発明者ら鋭意研究を行った結果、介在
物を核にベイナイトを生成させると粒内の組織が細分化
され、シャルピー破面単位が極めて小さくなることを見
いだした。

【００１８】図２の介在物を核にした粒内ベイナイト組
織を図２に示す。

【００１９】粒内ベイナイトの核である介在物はＴｉを
主成分とする酸化物（Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｇ，
Ｃａも含有することがある）とＣｕとＭｎを主成分とす
る硫化物（Ｃａ，Ｍｇが含有する場合がある）が複合析
出した場合に、この介在物を核にしてベイナイトが著し
く生成することを見いだした。

【００２０】Ｔｉを主成分とする酸化物にＣｕＳおよび
ＭｎＳが複合析出した介在物が存在するとこの介在物か
らベイナイトが生成する理由を筆者らは次のように考え
ている。Ｔｉの酸化物は陽イオン空孔型の酸化物である
ので、例えば、Ｍｎのイオンを多く取り込むことが可能
であり、その回りにはＭｎの欠乏層が存在する。また、
ＭｎＳが酸化物の周囲に析出するとその回りはＭｎの欠
乏層が存在する。

【００２１】さらに、ＣｕＳが酸化物の周辺に析出する
とその周りはＣｕの欠乏層が存在する。従って、高温の
オーステナイト相からフェライト変態する場合、このＭ
ｎ欠乏層およびＣｕ欠乏層の存在によって介在物を核と
してベイナイト変態が生成しやすくなる。このＭｎ欠乏
層およびＣｕ欠乏層の存在が粒内ベイナイト生成のメカ
ニズムであると考えられる。さらに、冷却速度が早い場
合や焼き入れ性が高いような場合には、粒内からのベイ
ナイト変態が生じやすくなる。

【００２２】次に介在物のサイズと数について説明す
る。Ｔｉ含有酸化物のサイズは０．０１〜５μｍの範囲
にあればよい。また、密度は、１×１０³個／ｍｍ²以上
有れば粒内ベイナイトが生成すると考えられる。また、
この酸化物に複合析出するＭｎＳおよびＣｕＳのサイズ
もＴｉ含有酸化物と同様０．０１〜５μｍの範囲にあれ
ばよい。

【００２３】また、上述のＴｉ含有酸化物などの酸化物
の周辺には、ＭｎまたはＣｕ主体の硫化物、或いはＴｉ
Ｎ，ＶＮ等の窒化物が析出する。

【００２４】酸化物の組成は前述したようにＴｉの他に
Ｍｎ，Ｓｉ，Ａｌ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｃｒ等の元素が含有し
ている場合が多く、硫化物はＭｎおよびＣｕの他にＣ
ａ，Ｍｇ等の元素が含有している場合がある。

【００２５】以下、溶接金属の成分の限定理由について
述べる。

【００２６】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。望ましくは、上
限値は０．１０％がよい。

【００２７】Ｓｉはブローホール防止のために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
く劣化させるので、上限を０．６％とした。特に、内外
面溶接や多層溶接を行う場合、再熱部の低温靱性を劣化
させる。

【００２８】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、粒内ベイナイ
トを生成させる介在物としても不可欠な元素である。そ
の下限は１．２％である。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。

【００２９】Ｎｉを添加する目的は焼き入れ性を高めて
強度を確保し、さらに、低温靱性を向上させるためであ
る。１．３％以下では目標の強度・低温靱性を得ること
が難しい。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３．２％とした。

【００３０】Ｃｕは粒内ベイナイトを生成させる介在物
としても不可欠な元素である。その下限は０．１％であ
る。しかし、Ｃｕが多すぎると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
１．０％とした。

【００３１】Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの効果の違いを厳密には区
別することはできないが、いずれも焼き入れ性を高め、
高強度を得るために添加する。Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖの合計が
１．２％以下では効果が十分でなく、多量に添加すると
低温割れの危険が増すため上限を２．５％とした。

【００３２】Ｂは微量で焼き入れ性を高め、溶接金属の
低温靱性に有効なな元素であるが、含有量が多すぎると
かえって低温靱性を劣化させるので含有範囲を０．００
５％以下とした。

【００３３】Ｔｉは粒内ベイナイトを生成させる介在物
の主成分として不可欠であり、その下限は０．００３％
である。Ｔｉが多すぎると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０．０５％にした。

【００３４】溶接金属には、そ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添加させたＡ
ｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等の元素を含有する場合がある。
なお、粒内ベイナイト生成のためにＴｉの酸化物を生成
する必要があり、Ａｌは出来る限り低い方が望ましい。
望ましくは０．００１〜０．０１５％以下がよい。さら
に、低温靱性の劣化、低温割れ感受性の低減のためには
Ｐ，Ｓ量は低い方が望ましい。

【００３５】次に溶接金属の組織について規定する溶接
金属強度の引張り強度が９００ＭＰａ以上にするには組
織をベイナイト・マルテンサイト分率が８０％以上でな
ければならない。さらに溶接金属の低温靱性を良好にす
るには粒内ベイナイト分率が多ければ多い方が好まし
く、８０％以上にした方がよい。

【００３６】本発明が目指す鋼板をＵＯ法にてＯ形に成
形する工程で製管し、突き合わせ部をアーク溶接する、
製造方法が確立されている。

【００３７】アーク溶接のなかにサブマージドアーク溶
接、ＭＩＧ溶接、ＴＩＧ溶接、ＭＡＧ溶接等の溶接方法
が考えられる。

【００３８】次に鋼板成分の限定理由を述べる。

【００３９】Ｃ量は０．０３〜０．１０％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０．１０％とした。更に望ましくは上限
は０．０７％が好ましい。

【００４０】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。

【００４１】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。その上溶接熱影響部にて硫化物として粒内ベ
イナイトを生成させる主要な元素である。しかし、Ｍｎ
を多く入れすぎると鋼の焼き入れ性が増して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。

【００４２】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２．０％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。

【００４３】Ｃｕは母材、溶接部の強度を増加させるう
えにＭｎと同様、溶接熱影響部にて硫化物として粒内ベ
イナイトを生成させる主要な元素である。多すぎるとＨ
ＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣ
ｕ量の上限は１．０％である。

【００４４】Ｍｏを添加する理由は鋼の焼き入れ性を向
上させ、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るた
めである。B添加鋼においてはＭｏの焼き入れ性効果が
高まり、またＭｏとＮｂと共存して制御圧延時にオース
テナイトの再結晶を抑制し、オーステナイトの組織微細
化にも効果がある。

【００４５】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０．００３
０％とした。

【００４６】また、本発明鋼では、必須の元素としてＮ
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％を含有する。ＮｂはＭｏと共存して制御圧延時に
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。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０．１０％とした。一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉ
Ｎ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０．００
５％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。

【００４７】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、粒内ベイ
ナイトを生成させるにはＡｌ量はできる限り低いことが
好ましく、望ましくは0.001%〜0.015%である。脱酸はＴ
ｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必ずしも添加す
る必要はない。

【００４８】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、Ｈ
ＡＺ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。

【００４９】さらに、本発明では、不純物元素である
Ｐ、Ｓ量をそれぞれ０．０１５％、０．００３％以下と
する。この主たる理由は母材およびＨＡＺの低温靱性を
より一層向上させるためである。Ｐ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。

【００５０】つぎに、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇを
添加する目的について説明する。

【００５１】基本となる成分に、更にこれらの元素を添
加する主たる目的は、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である。したがって、その添加量
は自ずから制限されるべき性質のものである。

【００５２】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Ｈ
ＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％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。

【００５３】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０．６％である。

【００５４】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量が０．００６％、
ＲＥＭが０．０２％を越えて添加すると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０．００６％またはＲＥＭ添加量の条件を
０．０２％に制限した。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、かつＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４
（Ｏ）〕／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０と
することがとくに有効である。

【００５５】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％以上では粗大酸化物を生成し逆に靭性を劣
化させる。

【００５６】以上個々の添加元素の限定に加えて、さら
にＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．
４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋（１＋β）Ｍｏ−１＋βを１．９
≦Ｐ≦４．０に制限することが望ましい。但し、Ｂ≧３
ｐｐｍではβ=１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ=０。これは、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。

【００５７】また、上記鋼板を突合わせて高強度鋼管と
するに際しては、前記突合せ部の内外面から、質量％
で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：４．０〜８．５％、Ｃ
ｕ：０．１〜２．０％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０〜５．
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０２
％以下を含有し、残部がＦｅを主成分とする溶接ワイヤ
と焼成型もしくは溶融型フラックスを使用してサブマー
ジアーク溶接を行うことが好ましい。このようにして溶
接された高強度鋼管はその後拡管して超高強度鋼管とな
しうる。

【００５８】

【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。

【００５９】３００トン転炉で溶製後、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、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、仮付け溶接
後、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２．２ｋＪ／ｍｍの溶接条件で内
外面各パスのサブマージドアーク溶接を行った。その後
１％の拡管を行った。表１、表２（表１のつづき）に母
材の化学成分、機械的性質、溶接熱影響部の靱性を示
す。

【００６０】なお、母材の引張り試験は鋼管の周方向か
らは試験片を採取している。母材靱性はシャルピー試験
片を鋼管周方向から採取し、ノッチは板厚方向に入れて
いる。溶接熱影響部靱性は溶接部の外表面からシャルピ
ー試験片を採取し、５０％溶接熱影響部50%溶接金属に
なるようにノッチを入れた。

【００６１】発明例である実施Ｎｏ．1〜２０では母材
の強度・低温靱性バランスならびに溶接熱影響部の靱性
が良好である。

【００６２】比較例Ｎｏ．２１〜２９は化学成分が本発
明範囲外であり、目標とする母材の強度・低温靱性バラ
ンスならびに溶接熱影響部の靱性が満足していない。

【００６３】Ｎｏ．２１，２３，２５はＣ，Ｍｎ，Ｃｕ
量がそれぞれ低いために強度が満足しておらず、Ｎｏ．
２２，２４，２６はＣ，Ｍｎ，Ｃｕ量が高いために母材
の強度・低温靱性バランスならびに溶接熱影響部の靱性
が満足していない。

【００６４】またＮｏ．２６については圧延後に割れが
発生している。Ｎｏ．２７はＡｌ量が多いために粒内ベ
イナイトが生成せず、溶接熱影響部の靱性が劣化してい
る。Ｎｏ．２８についてはＴｉ量が少なく粒内ベイナイ
トが生成せず、溶接熱影響部の靱性が劣化し、Ｎｏ．２
９はＴｉ量が多いためにＴｉ炭化物が多く生成し、母材
ならびに溶接熱影響部の靱性を劣化させている。

【００６５】次に溶接金属について説明する。

【００６６】表３、表４（表３のつづき）、表５（表３
のつづき）にワイヤーの化学成分、溶接金属成分、溶接
金属組織、溶接金属の強度・靱性について示している。

【００６７】発明例である実施Ｎｏ．１〜１４では良好
なビードが得られ、かつ溶接金属の強度・低温靱性バラ
ンスも良好である。

【００６８】比較例Ｎｏ．１５〜２９は化学成分が本発
明範囲外であり、目標とする溶接金属の強度・低温靱性
を満足していない。

【００６９】Ｎｏ．１５，１７はＣ，Ｍｎ，Ｃｕ量がそ
れぞれ低いために強度が満足しておらず、Ｎｏ．２５は
Ｃｕ量が低いために粒内ベイナイトが生成しにくくなっ
ており、Ｎｏ．１６，１８，２６はＣ，Ｍｎ，Ｃｕ量が
高いために強度が高すぎて粒内ベイナイトが生成せず低
温靱性が劣化している。

【００７０】またＮｏ．２６についてはＣｕ割れが称し
ている。Ｎｏ．１９〜２３はＡｌl量が多いために粒内
ベイナイト生成しにくく、粒内ベイナイトが生成せず、
Ｎｏ．２４については溶接後に高温割れを生じており、
Ｎｏ．２７はＴｉ量が少なく粒内ベイナイトが生成せ
ず、低温靱性が劣化し、Ｎｏ．２８はＴｉ量が多いため
にＴｉ炭化物が多く生成し、低温靱性を劣化させてい
る。Ｎｏ．２９はＡｌ量が過剰に多いために酸化物のサ
イズが大きいために粒内ベイナイトが生成せず、低温靱
性が劣化している。

【００７１】

【表１】

【００７２】

【表２】

【００７３】

【表３】

【００７４】

【表４】

【００７５】

【表５】

【００７６】

【発明の効果】本発明は、化学成分を特定範囲の量に限
定し、Ｔｉを主成分とする酸化物とＭｎおよびＣｕを主
成分とする硫化物を微細分散させ、この介在物を核とし
た粒内ベイナイトを生成させる。この効果により溶接熱
影響部および溶接金属の低温靱性を向上させることが可
能である。その結果、高強度溶接鋼構造物に対するコス
トと作業性が大幅に向上する。

【図面の簡単な説明】

【図１】従来技術と本発明の超高強度鋼管の溶接金属の
強度と靭性（−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー）
との関係を示す図である。

【図２】粒内ベイナイトが生成している組織を有する本
発明による溶接金属組織を示す図である。

【図３】粒内ベイナイトが生成しない組織を有する従来
の溶接金属組織を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 // Ｂ２３Ｋ 101:06 Ｂ２３Ｋ 101:06 Ｆターム(参考） 4E001 AA03 BB05 CC03 EA05 4E081 BA05 BA19 BB01 BB13 CA05 FA03

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】溶接金属部もしくは溶接熱影響部におい
て複合介在物を核にして粒内ベイナイト分率が５０％以
上生成し、その複合介在物が酸化物、および酸化物の周
辺に析出したＭｎ主体の硫化物とＣｕ主体の硫化物の２
相よりなる複合硫化物であることを特徴とする溶接部靱
性に優れた超高強度鋼管。
【請求項２】溶接金属部もしくは溶接熱影響部におい
て複合介在物を核にして粒内ベイナイト分率が５０％以
上生成し、その複合介在物が酸化物、および酸化物の周
辺に析出したＭｎ主体の硫化物とＣｕ主体の硫化物の２
相よりなる複合硫化物およびこの複合硫化物に窒化物が
析出した複合介在物であることを特徴とする溶接部靱性
に優れた超高強度鋼管。
【請求項３】前記酸化物がＴｉ含有酸化物であること
を特徴とする請求項１または２記載の溶接部靭性に優れ
た超高強度鋼管。
【請求項４】前記酸化物、硫化物からなる複合硫化
物、または前記酸化物、硫化物および窒化物からなる複
合介在物のサイズが、平均円相当径で０．０１〜５μｍ
であり、かつ平均密度が１×１０³ 個／ｍｍ² 以上で溶
接金属中に存在することを特徴とする請求項１〜３の何
れかの項に記載の溶接部靱性に優れた超高強度鋼管。
【請求項５】母材の引張強度が９００ＭＰａ以上を有
することを特徴とする請求項１〜４の何れかの項に記載
の溶接部靭性に優れた超高強度鋼管。
【請求項６】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
〜５の何れかの項に記載の溶接部靭性に優れた超高強度
鋼管。
【請求項７】溶接金属の化学成分が、質量％で、Ｃ：
０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、Ｐ：≦０．０１％、Ｓ：≦
０．０１０％、Ｎｉ：１．３〜３．２％、Ｃｕ：０．１
〜１．０％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜２．５％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．０５０％、Ａｌ：≦０．０２
％、Ｂ：≦０．００５％を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなることを特徴とする請有する請求項１〜
６の何れかの項に記載の溶接部靱性に優れた超高強度鋼
管。
【請求項８】母材の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．
０３〜０．１０％、Ｓｉ：≦０．６％、Ｍｎ：１．７〜
２．５％、Ｐ：≦０．０１５％、Ｓ：≦０．００３％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｍ
ｏ：０．１５〜２．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：≦０．０
６％を含み、さらに選択的に、Ｂ：≦０．００５％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｖ：≦０．１０％、Ｃ
ｒ：≦０．８％、Ｃａ：≦０．０１％、ＲＥＭ：≦０．
０２％、Ｍｇ：≦０．００６％の１種または２種以上を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを
特徴とする請求項１〜７の何れかの項に記載の溶接部靱
性に優れた超高強度鋼管。
【請求項９】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：≦０．６％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：≦
０．０１５％、Ｓ：≦０．００３％、Ｎｉ：０．１〜
２．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜
２．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３０％、Ａｌ：≦０．０６％を含み、さら
に選択的に、Ｂ：≦０．００５％、Ｎ：０．００１〜
０．００６％、Ｖ：≦０．１０％、Ｃｒ：≦０．８％、
Ｃａ：≦０．０１％、ＲＥＭ：≦０．０２％、Ｍｇ：≦
０．００６％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ
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、その鋼板の突合せ部の内外面から、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：≦０．３％、Ｍｎ：
１．２〜２．４％、Ｎｉ：４．０〜８．５％、Ｃｕ：
０．１〜２．０％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０〜５．０
％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、Ａｌ：≦０．０
２％、残部Ｆｅを主成分とする溶接ワイヤと焼成型もし
くは溶融型フラックスを使用してサブマージアーク溶接
を行い、その後、拡管することを特徴とする溶接部靭性
に優れた超高強度鋼管の製造方法。