JPH1017980A

JPH1017980A - 低降伏比溶接鋼管およびその製造方法

Info

Publication number: JPH1017980A
Application number: JP16884696A
Authority: JP
Inventors: Takahiro Kushida; 隆弘櫛田; Takeshi Ichinose; 威一ノ瀬; Tomohiko Omura; 朋彦大村; Tomoya Fujiwara; 知哉藤原
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1996-06-28
Filing date: 1996-06-28
Publication date: 1998-01-20

Abstract

(57)【要約】【課題】従来以上にも増してより低降伏比な溶接鋼管と
その製造方法を提供する。【解決手段】（１）１〜３重量％のＣｒを必須成分とし
て含有する所定の成分組成を有する低合金鋼からなり、
その組織が軟質のフェライト相と硬質のベイナイトある
いはマルテンサイト相を含む複合組織の溶接鋼管で、そ
の降伏比ＹＲ（％）が下記の条件を満たす低降伏比溶接
鋼管。ｔ／Ｄ≦２のとき、ＹＲ≦８０％２＜ｔ／Ｄ≦３のとき、ＹＲ≦８５％ｔ／Ｄ＞３のとき、ＹＲ≦８８％ただし、ｔ：鋼管の肉厚（ｍｍ）、Ｄ：鋼管の外径（ｍ
ｍ）。（２）組織が軟質相と硬質相の複合組織である上記所定
の成分組成を有する母材鋼板をオープンパイプ状に成形
し、その鋼板両縁部の端面が相互に当接する突き合わせ
部にレーザビームを照射して製管溶接した後、少なくと
もその溶接部に後熱処理を施す。【効果】パイプラインあるいは建築構造物を本発明の溶
接鋼管を用いて構築する場合には、その安全性が向上す
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、引張強さＴＳに対
する降伏応力ＹＳの比（ＹＳ／ＴＳ）である降伏比ＹＲ
（％）の低いことが望ましい、原油や天然ガスの輸送用
ラインパイプや、建材用鋼管として用いて好適な低降伏
比溶接鋼管とその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】例えば、ラインパイプは破裂事故防止の
観点から、また建築用鋼管は耐震性の観点から、いずれ
も低降伏比であることが要求される。これは、上記の降
伏比ＹＲ（％）が低ければ低いほど、外力により、万
一、ラインパイプや建築用鋼管が降伏しても破断には至
り難く、それ故、その構造物が破壊に至らないと考えら
れるからである。

【０００３】従って、これまで、低降伏比の鋼およびそ
の熱延鋼板や厚鋼板を製造するための発明が数多くなさ
れ、提案されている（例えば、特開昭５８−７１３３７
号公報、特開昭６１−２６６５２号公報、特開昭６３−
１１８０１２号公報、特開昭６３−１７９０１９号公報
など）。

【０００４】これらの公報に示される発明の基本的な技
術思想は、炭素鋼あるいは低合金鋼製の素材鋼を熱間圧
延し、その熱間圧延後に加速冷却処理を施して、柔らか
いフェライト相と硬いベイナイト相あるいはマルテンサ
イト相の複合組織を得るというものである。つまり、柔
らかいフェライト相によって降伏応力を低く保ち、硬い
ベイナイト相あるいはマルテンサイト相で高い引張強さ
を得、これによって低い降伏比を得るというものであ
る。

【０００５】ここで、加速冷却処理時の管理ポイントと
しては、フェライトを一部析出させた後に、加速冷却を
施してベイナイトあるいはマルテンサイト変態するだけ
の冷却速度と冷却停止温度を確保することである。

【０００６】そして、低降伏比の鋼管は、上記のように
して得られた低降伏比の鋼板を管状に成形してシーム溶
接することによって製造されることが多い。このシーム
溶接は、通常、鋼板が熱延鋼帯の場合には電気抵抗溶接
法（以下、ＥＲＷ法という）が、厚鋼板の場合にはサブ
マージドアーク溶接法（以下、ＳＡＷ法という）が適用
される。

【０００７】しかしながら、溶接鋼管は、製管時の曲げ
や拡管、さらには絞りなどの冷間加工の影響を受ける。
このため、得られた溶接鋼管は、母材である鋼板ほどの
低降伏比のものが得られない場合が多い。

【０００８】また、用いる鋼は、溶接性を確保する必要
から、成分組成の制約を受ける。例えば、ＥＲＷ法で
は、ＣｒやＭｎあるいＳｉのような酸化しやすい成分の
量が多くなると、溶接時にペネトレータと称される酸化
物系介在物による溶接欠陥が生じる。また、ＳＡＷ法で
は、炭素当量が高くなると、溶接低温割れが起こりやす
くなる。

【０００９】一方、上記のような成分の含有量を増やす
ことによってベイナイト相やマルテンサイト相の硬質相
の強度を高め、結果として低降伏比とすることができ
る。しかし、先に述べたような理由から、その含有量に
はおのずと制約がある。

【００１０】すなわち、十分な低降伏比を有する母材鋼
板を得ることはできるものの、これを溶接鋼管にした場
合にその特性を十分に活用しきれていないのが現状であ
る。

【００１１】そこで、製管溶接後の管全体に後熱処理を
施し、先に述べたような複合組織となすことによって低
降伏比を得る方法もあるが、この場合は生産性が低下す
る。すなわち、そもそも溶接鋼管、特にＥＲＷ法による
溶接鋼管は、高い生産性のゆえに安価であることがメリ
ットであり、生産性を落として低降伏比の鋼管を製造す
ると、そのメリットが失われる。

【００１２】ところで、最近、ＳＡＷ法などのアーク溶
接法と同等の溶接部の性能を有する溶接鋼管を、ＥＲＷ
法と同等の溶接速度で得ることを目的とした製管溶接法
として、溶接熱源にレーザ、具体的には炭酸ガスレーザ
を使用する方法の実用化が検討されるようになり、多く
の発明が提案されている。

【００１３】例えば、特開平２−７０３７９号公報に
は、ＥＲＷ法の高周波加熱に引き続いてレーザビームに
より溶接を行う製管溶接方法（以下、高周波加熱併用レ
ーザ溶接法という）が示されている。この高周波加熱併
用レーザ溶接法は、レーザ単独溶接法に比べて溶接速度
が速いのみならず、その溶接がＥＲＷ法とは本質的に異
なる溶融溶接であるために溶接部での欠陥発生が大幅に
抑制される。しかし、その溶接速度は、レーザ単独溶接
法の高々２倍程度でしかない。

【００１４】そこで、本発明者らは、ＥＲＷ法にほぼ匹
敵する溶接速度での溶接が可能であり、ＥＲＷ法で製造
可能なサイズと同様サイズの耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性に
優れるラインパイプ用の溶接鋼管の得られる方法を開発
し、先に提案した（特開平５−２２８６６０号公報）。
すなわち、その方法は、オープンパイプ状に曲成された
鋼板の両縁端面が相互に当接する突き合わせ部に、管外
面側に開脚する所定の寸法と形状を有するＶ溝を形成さ
せ、このＶ溝の溝底部にレーザビームを照射して溶融衝
合溶接を行う方法である。

【００１５】しかし、従来のレーザ出力は最大でも５ｋ
Ｗ程度でしかなかなく、高周波加熱による予熱を併用し
たとしても、レーザ出力に換算してせいぜい１０ｋＷに
相当する程度の効果しか得られなかった。このため、よ
り一層の高速化溶接を可能ならしめるべく、例えば２５
ｋＷというような大出力のレーザを用いての高周波加熱
併用レーザ溶接法の開発が望まれており、本発明者らは
その方法を開発し、先に提案した（特開平８−１１８０
５０号公報および特開平８−１２０３４６号公報）。

【００１６】すなわち、その方法は、母材鋼板の肉厚ｔ
（ｍｍ）に対して、レーザ出力をＰ（ｋＷ）、溶接速度
をＶ（ｍ／ｍｉｎ）、鋼板端面の予熱温度をＴ（℃）、
室温をＴ0 （℃）としたとき、下記の（１）式と（２）
式を同時に満たす条件で溶接する方法であり、この方法
によれば高速無欠陥溶接が可能である。

【００１７】Ｖ≧２・・・・（１）Ｐ≧０．４Ｖｔ／ｅ^a(T-T0) ・・・・（２）ただし、ａ＝０．０００６

【００１８】

【発明が解決しようとする課題】しかし、本発明者らが
先に提案した方法で製造された溶接鋼管は、溶接部を含
めた耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性に優れるものの、上記の降
伏比ＹＲが比較的高く、その降伏比ＹＲは、鋼管の外径
をＤ（ｍｍ）、肉厚をｔ（ｍｍ）としたとき、ｔ／Ｄが
２以下のもので８０％超８５％以下、ｔ／Ｄが２超３以
下のもので８５％超８８％以下、ｔ／Ｄが３超のもので
８８％超９１％以下、のものしか得られなかった。

【００１９】ところが、上記ラインパイプや建材用鋼管
としては、上記従来以上に低降伏比の溶接鋼管が強く望
まれているのが実情である。

【００２０】本発明は、上記の実情に鑑みてなされたも
ので、その課題は従来にも増してより低降伏比、具体的
にはその降伏比ＹＲが上記ｔ／Ｄに応じて表１に示す値
以下である溶接鋼管とその製造方法を提供することにあ
る。

【００２１】

【表１】

【００２２】なお、表１に示す値は、ＡＰＩ（米国石油
協会）規格に規定されたＸ５２〜Ｘ８０級のラインパイ
プ用鋼管を想定した値である。

【００２３】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の
（１）および（２）の低降伏比溶接鋼管とその製造方法
にある。

【００２４】（１）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．３
％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１〜３
％、ｓｏｌ−Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０〜
１．５％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｔ
ｉ：０〜０．１％、Ｃｕ：０〜２％、Ｎｉ：０〜２％お
よびＢ：０〜０．００５％を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなり、その組織が軟質のフェライト相と
硬質のベイナイトあるいはマルテンサイト相を含む複合
組織である溶接鋼管であって、その降伏比ＹＲ（％）が
下記の条件を満たすことを特徴とする低降伏比溶接鋼
管。

【００２５】ｔ／Ｄ≦２のとき、ＹＲ≦８０％２＜ｔ／Ｄ≦３のとき、ＹＲ≦８５％ｔ／Ｄ＞３のとき、ＹＲ≦８８％ただし、ｔ：鋼管の肉厚（ｍｍ）Ｄ：鋼管の外径（ｍｍ）（２）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．３％、Ｓｉ：０．
０５〜１％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０３％以
下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１〜３％、ｓｏｌ−Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｎ
ｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｔｉ：０〜０．
１％、Ｃｕ：０〜２％、Ｎｉ：０〜２％およびＢ：０〜
０．００５％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなり、その組織が軟質のフェライト相と硬質のベイナ
イトあるいはマルテンサイト相を含む複合組織を有する
熱延鋼板をオープンパイプ状に成形し、オープンパイプ
状に成形された熱延鋼板に相対向する両端面が当接する
接合点の近傍にレーザビームを照射して製管溶接した
後、少なくとも溶接金属部と溶接熱影響部を含む部分に
後熱処理を施すことを特徴とする請求項１に記載の低降
伏比溶接鋼管の製造方法。

【００２６】本発明者らは、上記の課題を達成すべく、
その生産性をも考慮しつつ種々の実験研究を行った結
果、次のことを知見し、本発明をなすにいたった。

【００２７】鋼板を母材とする製管溶接時には、母材鋼
板が大なり小なり冷間加工の影響を受けるので、その影
響を受けても十分な低降伏比の溶接鋼管が得られるよう
に、その母材鋼板で十分な低降伏比を確保することが必
要である。

【００２８】そこで、従来にも増して低い降伏比の熱延
鋼板を得るのに、安価でかつその効果の大きい成分とそ
の含有を見いだすべく数多くの実験を行ったところ、必
須成分として１〜３重量％のＣｒを含有する鋼を素材鋼
として用い、その組織を従来の知見通りに軟質のフェラ
イト相と硬質のベイナイトあるいはマルテンサイト相を
含む複合組織とした場合に、最も低い降伏比が得られる
ことを知見した。

【００２９】また、熱延鋼板の製造時に高い生産性を確
保するためには、可能な限り高い仕上温度と高い巻取温
度とするのが望ましい。そして、焼入性を高める成分と
しては、Ｃ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｎｉなど数多くあるが、これ
らの成分のうち、Ａr₃点（オーステナイト相からフェラ
イト変態が始まる温度）をそれほど低下させず、高い仕
上温度を確保するのに最も適した成分がＣｒであること
も知見した。

【００３０】なお、焼入性の高いＣｒの含有量を増加さ
せ、ベイナイト相あるいはマルテンサイト相の硬さを高
めることによって低降伏比を得るという技術思想自体
は、冶金的知識を有する者であれば比較的容易に思いつ
く事項かもしれない。しかし、従来は、製管溶接上の制
約、特にＥＲＷ法においてはＣｒ酸化物が溶接欠陥の主
原因になるとの制約からその含有量を抑制することとさ
れ、Ｃｒ含有量を多くする方向の検討はほとんどされる
ことがなかった。

【００３１】さらに、上記１〜３重量％のＣｒを含有
し、その組織が軟質のフェライト相と硬質のベイナイト
あるいはマルテンサイト相を含む複合組織である鋼板を
母材とし、これをレーザ溶接、特に従来のＥＲＷ法とほ
ぼ同等の溶接速度での溶接が可能な大出力の高周波加熱
併用レーザ溶接法を用いて製管溶接して得られた溶接鋼
管の溶接金属部には、酸化物に起因した溶接欠陥や高温
溶接割れ（凝固割れ）が発生しないことを確認した。こ
れは、主たる溶接手段が大出力レーザによる溶融衝合溶
接であり、溶接端面間から酸化物がほとんど排出され、
鋼の成分組成に影響されないためであることを確認し
た。

【００３２】ただし、その溶接金属部分は、レーザ溶接
に特有の急熱急冷組織となって靭性に乏しいので、少な
くとも溶接金属部と溶接熱影響部に後熱処理を施す必要
のあることを確認した。この後熱処理は、従来のＥＲＷ
法によった場合でも必須であり、この場合、一般に後熱
処理を施した部分の強度が低下する。従って、用いる素
材鋼としては、溶接部の強度確保を前提にして成分設計
したものを用いる必要がある。また、溶接部の著しい硬
度分布は、歪集中の観点からも望ましいものではない。

【００３３】しかし、１〜３重量％のＣｒを含有し、そ
の組織が上記複合組織である鋼板を母材する本発明の溶
接鋼管の溶接部は、前述したように、後熱処理を施す必
要があるものの、高Ｃｒ化によって焼入性が高まった分
だけ後熱処理による強度低下が抑制され、かつ後熱処理
後の溶接部の硬度分布も可及的に均一となり、さらには
降伏比も母材のそれにほぼ維持されることを確認した。

【００３４】すなわち、１〜３重量％のＣｒを含有する
素材鋼からなり、その組織が軟質のフェライト相と硬質
のベイナイトあるいはマルテンサイト相を含む複合組織
である鋼板を母材とし、母材鋼板の肉厚にもよるが、２
５ｋＷというような大出力のレーザ溶接法を用いて製管
溶接する場合には、従来にも増して低降伏比であり、か
つ母材部と溶接部の強度と硬度の均一性に優れた、低降
伏比の溶接鋼管が得られることを知見した。

【００３５】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施態様につい
て、詳細に説明する。

【００３６】先ず、本発明で用いる素材鋼の成分組成の
限定理由について説明する。なお、以下の説明におい
て、「％」は「重量％」を意味する。

【００３７】Ｃ：０．０３〜０．３％Ｃは、所定の強度、具体的には前述のＡＰＩ−Ｘ４２級
以上の強度を確保し、ベイナイト相あるいはマルテンサ
イト相の硬質相を生成させて低降伏比を得るために必要
な成分である。しかし、その含有量が０．０３％未満で
あると上記の硬質相がほとんど形成されず、目標とする
低降伏比が得られない。一方、その含有量が０．３％を
超えると、靭性が著しく劣化する。よって、Ｃ含有量
は、０．０３〜０．３％とした。なお、望ましい範囲
は、０．０６〜０．２％であり、この場合には適正なバ
ランスの強度と靭性を確保することができる。

【００３８】Ｓｉ：０．０５〜１％Ｓｉは、鋼の脱酸のために必要な成分であり、その含有
量が０．０５％未満ではその効果が得られない。一方、
その含有量が１％を超えると、母材部の靭性が劣化する
のみならず、後熱処理を施した部分の焼戻脆化を招く。
よって、Ｓｉ含有量は、０．０５〜１％とした。望まし
い範囲は、０．１〜０．３％である。

【００３９】Ｍｎ：０．３〜２％Ｍｎは、上記した所定の強度を安価に確保するこのとで
きる成分である。しかし、その含有量が０．３％未満で
は所望の強度を確保することができない。一方、その含
有量が２％を超えると、鋼のＡr₃点を低下されるのに加
え、焼入性を著しく上昇させ、熱延鋼板において所望の
低降伏比を得ることが極めて困難になる。また、母材の
成分偏析部分のＭｎ濃度が高くなりすぎ、得られた溶接
鋼管相互をその管軸長方向に突き合わせて溶接接合する
周溶接施工時に溶接低温割れが発生する場合がある。よ
って、Ｍｎ含有量は、０．３〜２％とした。望ましい範
囲は、０．６〜１．８％である。

【００４０】Ｐ：上限０．０３％Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる不純物であり、その含
有量は低ければ低い方が望ましい。特に、その含有量が
０．０３％を超えると、母材の成分偏析部分のＣ、Ｍｎ
およびＰなどの合金成分の濃度が高くなりすぎ、上記同
様に、周溶接施工時に溶接低温割れが発生する場合があ
る。また、靭性劣化や焼戻脆化の原因となる。よって、
Ｐ含有量は、その上限を０．０３％とした。望ましい上
限は、０．０２％である。

【００４１】Ｓ：上限０．０２％Ｓは、上記のＰと同様に、鋼中に不可避的に含まれる不
純物であり、その含有量は低ければ低い方が望ましい。
特に、製品の加工性、なかでも伸び、延性、曲げ性さら
には管端の一体フランジ成形性などを確保する観点から
は、その含有量を０．０２％以下とするのが好ましい。
よって、Ｓ含有量は、その上限を０．０２％とした。望
ましい上限は、０．０１％である。

【００４２】ｓｏｌ−Ａｌ：０．００５〜０．１％Ａｌは、上記のＳｉと同様に、鋼の脱酸のために必要な
成分であり、ｓｏｌ−Ａｌの含有量が０．００５％未満
ではその効果が得られない。一方、ｓｏｌ−Ａｌの含有
量が０．１％を超えると、鋼の清浄度が低下して靭性が
劣化する。よって、ｓｏｌ−Ａｌ含有量は、０．００５
〜０．１％とした。望ましい範囲は、０．００５〜０．
０５％である。

【００４３】Ｃｒ：１〜３％Ｃｒは、本発明において最も重要な成分であり、Ｃおよ
びＭｎと同じく、ベイナイト相あるいはマルテンサイト
相の硬質相を生成させて低降伏比と高強度を同時に得る
ために必要不可欠な必須の成分である。しかも、Ｃおよ
びＭｎとは異なり、Ａr₃点をそれほど低下させないの
で、母材となる熱延鋼板の製造時に仕上圧延温度を高く
することができ、高い生産性を維持できる。

【００４４】しかし、その含有量が１％未満であると、
上記硬質相の強度上昇が十分でなく、所望の低降伏比を
確保することが困難になる。一方、その含有量が３％を
超えると、上記の効果が飽和するばかりか、所望の低降
伏比を得るために必要な熱延条件の適正範囲が狭まくな
り、操業性が損なわれる。また、溶接性、延性および靭
性の劣化を招く。

【００４５】よって、Ｃｒ含有量は、１〜３％とした。
なお、望ましい範囲は、１．２％超え２％以下であり、
この場合には適正なバランスの強度と靭性を確保するこ
とができる。

【００４６】本発明の素材鋼は、上記の成分以外に、Ｃ
ｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、ＴｉおよびＢのうちの１種
または２種以上を、下記の範囲内で含有するものであっ
てもよい。

【００４７】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉおよび
Ｂ：これらの成分、いずれも鋼の強度および靭性を向上
させる作用を有している。従って、これらの効果を得た
い場合には、そのうちから１種または２種以上を添加含
有させることができる。上記の成分のうち、特に、Ｍ
ｏ、ＮｂおよびＶは高温強度を向上させる作用を有して
いる。このため、耐火性の要求される鋼管、特に建築用
鋼管には、上記成分のうちのＭｏ、ＮｂおよびＶのうち
の１種または２種以上を添加含有させるのが好ましい。

【００４８】しかし、これらの成分を添加含有させる場
合の含有量は、以下に示す含有量にする必要がある。以
下に、その理由を述べる。

【００４９】Ｃｕ、Ｎｉ：いずれの成分も、その含有量
が０．０５％未満では上記の効果が得られない。すなわ
ち、強度および靭性は向上しない。一方、いずれの成分
もその含有量が２％を超えると、熱間加工性が低下し、
母材となる熱延鋼板の製造が困難となる。よって、Ｃｕ
およびＮｉを添加含有させる場合の含有量は、いずれも
０．０５〜２％とするのが好ましい。より好ましい範囲
は、いずれも０．１〜０．５％である。

【００５０】Ｎｂ、Ｔｉ：いずれの成分も、その含有量
が０．０１％未満では上記の効果が得られない。すなわ
ち、強度および靭性は勿論、耐火性（高温強度）は向上
しない。一方、いずれの成分もその含有量が０．１％を
超えると、靭性の低下を招く。

【００５１】よって、ＮｂおよびＴｉを添加含有させる
場合の含有量は、いずれも０．０１〜０．１％とするの
が好ましい。より好ましい範囲は、いずれも０．０１〜
０．０５％である。

【００５２】Ｍｏ：その含有量が０．０５％未満では、
上記の効果が得られない。すなわち、強度および靭性、
並びに耐火性（高温強度）は向上しない。一方、その含
有量が１．５％を超えると、上記の効果が飽和するばか
りか、靭性の低下を招くことがある。よって、Ｍｏを添
加含有させる場合の含有量は、０．０５〜１．５％とす
るのが好ましい。より好ましい範囲は、０．１〜０．５
％である。

【００５３】Ｖ：その含有量が０．０５％未満では、上
記の効果が得られない。すなわち、強度および靭性、並
びに耐火性（高温強度）は向上しない。一方、その含有
量が０．５％を超えると、上記の効果が飽和するばかり
か、靭性の低下を招くことがある。よって、Ｖを添加含
有させる場合の含有量は、０．０５〜０．５％とするの
が好ましい。より好ましい範囲は、０．０５〜０．１％
である。

【００５４】Ｂ:その含有量が０．０００５％未満で
は、上記の効果が得られない。すなわち、強度および靭
性は向上しない。一方、その含有量が０．００５％を超
えると、上記の効果が飽和するばかりか、靭性が低下す
る。よって、Ｂを添加含有させる場合の含有量は、０．
０００５〜０．００５％とするのが好ましい。より好ま
しい範囲は、０．０００５〜０．００２％である。

【００５５】本発明の溶接鋼管は、上記の成分組成から
なり、その組織が軟質のフェライト相と硬質のベイナイ
トあるいはマルテンサイト相を含む複合組織を有するも
のである。そして、その母材となる鋼板、具体的には熱
延鋼板は、その組織が軟質のフェライト相と硬質のベイ
ナイトあるいはマルテンサイト相を含む複合組織を有す
るものであればよく、その製造履歴については特に限定
されない。しかし、その熱延鋼板は、従来にも増して低
降伏比の溶接鋼管を確実に得る観点からは下記の条件で
製造されたものを用いるのが望ましい。

【００５６】スラブの加熱温度；スラブの加熱温度は、
以下の熱延が可能であれば特に制限されない。しかし、
その加熱温度は、１１００〜１２５０℃の範囲とするの
が好ましい。すなわち、スラブの加熱温度が１１００℃
未満であると、熱延後巻取りまでの水冷開始温度を確保
するのが困難になりやすい。逆に、スラブの加熱温度が
１２５０℃を超えると、粗粒組織となって靱性が低下す
るからである。

【００５７】熱延仕上温度:熱延仕上温度は、所望の低
降伏比を得るためには、Ａr₃点以上の温度域で熱延を終
了し、次に示す条件での加速冷却処が確実に実施できる
ようにするのが望ましい。なお、この熱延仕上温度は、
より優れた靭性を確保する観点からは、Ａr₃点〜（Ａr₃
点＋１００）℃とするのが好ましい。

【００５８】加速冷却処理；加速冷却処理は、熱延終了
後の鋼板を、その温度が６００℃前後になるまで緩冷却
する前段冷却と、その後巻取温度までに急冷却する後段
冷却の２段階に分けて行われる。しかし、熱延終了後の
冷却開始温度が（Ａr₃点＋３０）℃よりも高く、かつ前
段冷却での冷却速度が１０℃／ｓよりも速いと、軟質相
であるフェライトが十分成長せず、所望の低降伏比が得
難くなる。このため、冷却開始温度は（Ａr₃点＋３０）
℃以下、前段冷却での冷却速度は１０℃／ｓ以下とする
のが望ましい。

【００５９】また、ベイナイト相あるいはマルテンサイ
ト相の硬さを確保して低降伏比とするためには、後段冷
却での冷却速度を速くして、低温まで冷却する必要があ
る。しかし、後段冷却での冷却速度が１０℃／ｓ未満で
あり、かつ冷却停止温度が５５０℃を超えると、十分に
硬さの硬いベイナイト相あるいはマルテンサイト相が生
成せず、所望の低降伏比が得難くなる。このため、冷却
停止温度は５５０℃以下、後段冷却での冷却速度は１０
℃／ｓ以上とするのが望ましい。

【００６０】なお、後段冷却での冷却速度は、１０℃／
ｓ以上であれば速ければ速いほどよく、その上限は特に
制限されない。しかし、良好な平坦度を有する熱延鋼板
を高い生産性をもって製造するためには、その冷却速度
の上限は５０℃／ｓ未満とするのが好ましい。

【００６１】すなわち、例えば前述した特開昭５８−７
１３３７号公報に示されるように、Ｃｒを含有しない
か、含有したとしてもその含有量の少ない素材鋼を用い
る従来技術では、後段冷却を５０℃／ｓ以上というよう
な高速の冷却速度で行い、かつ冷却停止温度を可及的に
低くして３００℃以下で巻取る必要がある。従って、こ
の場合には、巻取り温度が低温であるので、生産性が低
下するのに加え、得られた熱延鋼板の平坦度が劣化す
る。

【００６２】これに対し、本発明で用いる素材鋼は、１
〜３％のＣｒを含有しているために焼入性がよく、高強
度な硬質相が容易に得られる。このため、上記したよう
に、後段冷却の冷却速度を低くできるのに加え、冷却停
止温度を可及的に高くすることができる。この結果、本
発明では、良好な平坦度を有する熱延鋼板を高い生産性
をもって製造することが可能になるのである。しかし、
後段冷却での冷却速度を５０℃／ｓ超にすると、その製
造ラインの構造上、巻取り温度が低温となって平坦度が
劣化する。このことから、後段冷却での冷却速度の上限
は、５０℃／ｓ未満とするのが好ましいのである。

【００６３】上記各条件のもとで熱延を行って得られ、
その組織が軟質のフェライト相と硬質のベイナイトある
いはマルテンサイト相を含む複合組織で、従来の熱延鋼
板に比べてより低降伏比の熱延鋼板は、高出力の高周波
加熱併用レーザ溶接法により製管溶接されて溶接鋼管と
される。

【００６４】製管溶接；製管溶接は、得られた低降伏比
の熱延鋼板を常法によってオープンパイプ状に連続的に
成形し、オープンパイプ状に成形された熱延鋼板の両端
部の端面が相互に当接する突き合わせ部に、レーザビー
ムを照射して溶融衝合溶接される。この時、溶接部には
靱性の改善や耐食性の向上を目的に、溶接材料を用いて
Ａｌ、Ｔｉ、ＣｕおよびＮｉなどの成分を添加する必要
は特にないが、これらの成分を添加してもよい。

【００６５】なお、製管溶接は、レーザ溶接法を用いる
限りその条件は特に制限されない。しかし、微小な溶接
欠陥の発生防止して溶接部の耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性の
向上並びに高靭性化を図る一方、ＥＲＷ法と同等の能率
で製管溶接する観点からは、本発明者らが先に開発提案
した前述の特開平８−１１８０５０号公報および特開平
８−１２０３４６号公報に示される方法、すなわち高周
波加熱併用レーザ溶接法を用いて製管溶接するのが望ま
しい。

【００６６】すなわち、母材鋼板の肉厚をｔ（ｍｍ）、
レーザ出力をＰ（ｋＷ）、溶接速度をＶ（ｍ／ｍｉ
ｎ）、鋼板端面の予熱温度をＴ（℃）、室温をＴ0
（℃）としたとき、下記（１）式と（２）式を同時に満
たす条件で製管溶接することである。

【００６７】Ｖ≧２・・・・（１）Ｐ≧０．４Ｖｔ／ｅ^a(T-T0) ・・・・（２）ただし、ａ＝０．０００６この場合、レーザビームを照射する溶接部は、ＨｅやＡ
ｒなどの不活性ガスを用いてシールドすることでプラズ
マの発生を防止することが肝要である。

【００６８】上記の（１）式と（２）式を同時に満たす
条件のもとに製管溶接する場合は、これも本発明者らが
先に開発提案した特開平５−２２８６６０号公報に示さ
れる方法、すなわち合わせ部に管外面側に開脚するＶ溝
を形成させか否かにかかわらず、正常な溶け込み形状を
有する靱性に優れた溶接部を得ることができる。

【００６９】上記の（１）式は、溶接速度Ｖが２ｍ／ｍ
ｉｎ未満の場合、上記の特開平５−２２８６６０号公報
に示されるＶ溝の形成有無、レーザ出力Ｐおよび母材の
肉厚ｔとはほぼ無関係に、溶融金属部の溶接後の冷却速
度が低下し、溶接部の結晶粒が粗大化して肉厚方向に延
在する柱状晶組織となって溶接部のとけ込み形状がワイ
ンカップ状になることを示している。そして、溶接部の
溶け込み形状がワインカップ状になると、製管溶接後に
その溶接部にたとえ後熱処理を施しても、溶接部の靭性
が回復しない場合がある。

【００７０】なお、高周波誘導加熱手段を用い、溶接部
に対してワインカップ状に対応した幅広の加熱域をもっ
て後熱処理を施すと、溶接金属中心部の温度が高くなり
すぎて組織が粗粒化し、溶接部の靱性が低下する。

【００７１】また、上記（２）式は、突き合わせ部に照
射すべきレーザビームの出力Ｐが不十分であると、無欠
陥溶接が不可能になることを示しており、そのレーザ出
力Ｐは、母材の肉厚ｔ、溶接速度Ｖおよび予熱温度Ｔで
決定される一定値以上の出力が必要であることを示して
いる。

【００７２】なお、上記（２）式を満たすレーザ出力Ｐ
を確実に確保するには、その出力が５ｋＷ程度である従
来のレーザ発振器では不十分で、少なくとも２５ｋＷ級
の大出力レーザ発振器が必要である。

【００７３】上記した条件のもとに製管溶接する場合に
は、ＥＲＷ法と同等の溶接速度でもって正常な溶け込み
形状を有し、溶接欠陥のない溶接部を備えた低降伏比の
溶接鋼管をえることができる。

【００７４】なお、その突き合わせ部に管外面側に開脚
するＶ溝を形成させ、このＶ溝低部にさらなる大出力の
レーザビームを照射して溶融衝合溶接する場合には、よ
り一層高速での製管溶接が可能になることはいうまでも
ない。

【００７５】シーム熱処理；上記のようにして製管溶接
された溶接鋼管の溶接金属部と溶接熱影響部には、後熱
処理を施す必要がある。その理由は、レーザ溶接の特徴
である急速冷却のため、溶接ままでは溶接金属部と溶接
熱影響部が粗粒かつマルテンサイトやベイナイト組織に
なっていて靱性が不芳であるので、その靱性回復を図る
ためである。

【００７６】しかし、その際、加熱温度がＡc₃点未満で
あると、その部分の組織がオーステナイト単相になら
ず、その粗粒組織を十分には破壊して所望の細粒組織を
得ることができない。一方、加熱温度が１１００℃を超
えると結晶粒が再び粗粒化してしまう。特に、Ｃの含有
量が０．１２％を超えると鋼では、高温加熱による靭性
劣化が著しくなる。このため、その加熱温度は、Ａc₃点
〜１１００℃とするのが望ましい。

【００７７】そして、上記温度域への加熱後、直ちに急
冷する。この急冷により、溶接部の強度低下が防止さ
れ、また所望の低降伏比を確保するのに適した複合組織
が得られる。なお、上記の急冷は、加速冷却を適用する
のが好ましく、その加速冷却条件としては、上記熱延鋼
板製造時における加速冷却条件と類したものであること
が望ましい。具体的には、６００℃前後までの前段冷却
を１０℃／ｓ未満の冷却速度で、６００℃前後から５０
０℃以下、望ましくは４００℃前後までの後段冷却を１
０℃／ｓ以上の冷却速度で行うことである。

【００７８】さらに、上記の加速冷却後、必要に応じて
焼戻処理を施してもよい。この焼戻処理を施す場合は、
溶接部の軟化を図ることができ、溶接部の靭性がより一
層改善される。ただし、焼戻温度が５００℃未満である
と、材料が軟化せず、焼戻処理の効果が得られない。、
一方、焼戻温度が７５０℃を超えると、部分的にオース
テナイト変態が生じ、所望の強度が得られなくなる。こ
のため、加速冷却後に焼戻処理を施す場合の加熱温度
は、５００〜７５０℃とするのが望ましい。

【００７９】なお、硬度の均一化とより一層の低降伏比
を得ることを優先したい場合は、焼戻処理を省略するの
が好ましい。

【００８０】

【実施例】Ｃｒ含有量の種々異なる表２に示す化学成分
を有する１４種類の素材鋼を溶製し、これらを連続鋳造
して厚さ２１２ｍｍ、幅１６００ｍｍ、長さ５０００ｍ
ｍの熱延用のスラブを得た。次いで、得られた各スラブ
を、表３に示す種々の製造条件で熱延し、種々異なる肉
厚（５．６ｍｍ〜１６．１ｍ）の熱延鋼板を製作準備し
た。

【００８１】なお、熱延鋼板の製造条件のほとんどは、
低降伏比を得るために前段冷却での冷却速度を遅くし、
後段冷却での冷却速度を速くして、軟質のフェライト相
と硬質のベイナイトあるいはマルテンサイト相を含む複
合組織が確実に得られるようにした。また、一部の素材
鋼製のスラブについては、比較のため、前段冷却での冷
却速度を速くするか、もしくは後段冷却の冷却速度を遅
くし、加速冷却での冷却速度の影響を調べた。

【００８２】得られた熱延鋼板の組織と機械的性質を、
表３に、熱延鋼板の製造条件と併せて示した。

【００８３】

【表２】

【００８４】

【表３】

【００８５】表３に示すように、得られた熱延鋼板の降
伏比は、Ｃｒを除く他の成分含有量がほぼ同じである熱
延鋼板（鋼板No. Ａ１〜Ｂ１とＣ１〜Ｄ１、Ｅ１とＦ１
〜Ｇ１およびＨ１とＩ１）を対比すると、Ｃｒ含有量が
１％未満である従来の熱延鋼板よりも、本発明で規定す
る範囲内のＣｒを含有する熱延鋼板の方が低降伏比であ
ることがわかる。

【００８６】また、鋼板No. Ｌ１とＮ１との対比から明
らかなように、本発明で規定する範囲内のＣｒを含有す
る素材鋼は、後段冷却での冷却速度を遅くして巻取温度
を高くしても、低降伏比の熱延鋼板が得られることがわ
かる。

【００８７】ただし、後段冷却での冷却速度が遅すぎた
り、前段冷却での冷却速度が速すぎると、パーライトの
析出した組織やマルテンサイト単相に近い組織になり、
低降伏比の熱延鋼板が得られないことがわかる（鋼板N
o. Ｃ２およびＦ２参照）。

【００８８】次いで、これらの熱延鋼板を適宜な幅にス
リットし、スリット後の熱延鋼板を母材にして製管溶接
を行って肉厚ｔ（ｍｍ）と外径Ｄ（ｍｍ）との比ｔ／Ｄ
が種々異なる溶接鋼管を製造した。

【００８９】製管溶接は、母材の熱延鋼板を常法に従っ
てオープンパイプ状に成形し、オープンパイプ状に成形
された熱延鋼板の両端面が相互に当接する突き合わせ部
の管外面に、その上方からレーザビームを垂直に照射す
ることにより行った。

【００９０】この際、溶接部は、Ｈｅガスを用いてシー
ルドした。また、レーザ発振器としては、集光前のビー
ム径が５０．８ｍｍ、ミラー（放物面鏡）の焦点距離が
３８１ｍｍである最大出力２５ｋＷの炭酸ガスレーザ発
振器と、集光前のビーム径が３０ｍｍ、ミラー（放物面
鏡）の焦点距離ｆが１５１ｍｍである最大出力５ｋＷの
炭酸ガスレーザ発振器との２種類を用い、熱延鋼板の肉
厚ｔ（ｍｍ）に応じて使い分けた。そして、集光後のレ
ーザビームの焦点は、いずれの場合も、突合せ部の管外
表面に設定した。さらに、オープンパイプ状に成形され
た熱延鋼板の両縁部は、高周波加熱手段を用いて種々の
温度に予熱した。

【００９１】なお、一部の熱延鋼板については、比較の
ために窒素ガスで溶接部をシールドしつつＥＲＷ法によ
って製管溶接した。

【００９２】製管溶接後の溶接鋼管の溶接金属部と溶接
熱影響部には、後熱処理として、１０５０℃加熱→水冷
→７００℃加熱→空冷の焼入れ焼戻し処理（シームＱＴ
…）もしくは、９５０℃加熱→水冷の焼入れ処理（シ
ームＱ…）を、高周波誘導方式のシームアニーラを用
いて施した。なお、いずれの熱処理も、加熱時の昇温速
度は６０℃／ｓ、水冷時の冷却速度は３０℃／ｓ、空冷
時の冷却速度は６℃／ｓとした。

【００９３】そして、得られた溶接鋼管の溶接部の健全
性を調べるため、各溶接鋼管の軸長方向の一部から中央
に溶接部が位置する円弧状の試験片を採取し、この試験
片の両端片を半径方向に折りたたむ偏平試験を行い、溶
接部に脆性破壊が認められた場合を「不良」、認められ
なかった場合を「良好」として評価した。

【００９４】また、上記の偏平試験結果が「良好」であ
った溶接鋼管については、その母材部と溶接部から引張
試験片を切り出し採取し、引張試験を行って引張強さＴ
Ｓ（ＭＰａ）と降伏応力ＹＳ（ＭＰａ）を調べて降伏比
ＹＲ（％）を求めた。

【００９５】引張試験は、ラインパイプのスペックとし
て一般的なＡＰＩ（米国石油協会）規格の５Ｌに規定さ
れたＳｔｒｉｐ試験片を用い、当該規格の規定に準拠し
て行った。なお、ＡＰＩ規格の５Ｌには、溶接部につい
ては一般に引張強さのみを調べる規定であるが、本実施
例においては降伏応力をも調べ、溶接部の降伏比を求め
た。

【００９６】これらの結果を、表４に、製管条件と併せ
て示した。

【００９７】

【表４】

【００９８】表４中、試番３、４、８、９、１３、１
５、１６および１７が本発明例、試番試番５、６、１
０、１１、１４および１８〜２０が本発明の比較例であ
る。また、試番１、２、６、１２および２１〜２４は従
来例で、そのうちの試番１、２、６および１２は高周波
加熱併用レーザ溶接法によったもの、試番２１〜２４は
ＥＲＷ法によったものである。

【００９９】本発明の溶接鋼管（試番３、４、８、９、
１３、１５、１６および１７）は、いずれの鋼管も、偏
平試験結果が良好で健全な溶接部を備えるとともに、前
述した表１に示す本発明で得ようとする目標値を満たす
低降伏比を有していた。

【０１００】これに対し、Ｃｒ含有が１％未満である素
材鋼製の熱延鋼板を用い、本発明の溶接鋼管と同一条件
で製造した従来の溶接鋼管（試番１、２、７および１
２）は、いずれの鋼管も、偏平試験結果が良好で健全な
溶接部を備えるものの、本発明で得ようとする表１に示
す目標値よりも高い降伏比であった。

【０１０１】また、本発明の溶接鋼管と同じ熱延鋼板を
用い、ＥＲＷ法によって製造した比較例の溶接鋼管（試
番５、６、１０、１１および１４）は、いずれの鋼管
も、偏平試験で溶接に脆性破壊が発生し、健全な溶接部
が得られなかった。これは、素材鋼のＣｒ含有量が高い
ために、溶接部にＣｒ酸化物を主体とした溶接欠陥が多
く発生したためである。

【０１０２】さらに、本発明の溶接鋼管と同じ熱延鋼板
を用い、大出力の高周波加熱併用レーザ溶接法で製管溶
接した溶接鋼管であっても、溶接金属部と溶接熱影響部
に後熱処理を施さない比較例の溶接鋼管（試番１８〜２
０）は、ＥＲＷ法で製造した溶接鋼管と同様に、偏平試
験で溶接部に脆性破壊が発生し、健全な溶接部が得られ
なかった。これは、溶接部の組織が靱性に乏しい粗粒の
マルテンサイト組織になったためである。

【０１０３】また更に、Ｃｒを含有しない素材鋼製の熱
延鋼板（鋼板No. Ｍ１とＮ１）を母材とし、ＥＲＷ法に
よって製造した従来の溶接鋼管（試番２１〜２４）は、
いずれの鋼管も、偏平試験結果が良好で、かつ母材部の
降伏比は低いものの、溶接部の降伏比が本発明で得よう
とする表１に示す目標値よりも高かった。これは、後熱
処理によって溶接部の硬度と引張強さが著しく低下する
のみならず、管円周方向の強度の均一性が損なわれるた
めである。

【０１０４】なお、試番２１〜２４の溶接鋼管は、デー
タの記載は省略するが、その溶接金属部と溶接熱影響部
に後熱処理を施さなくても、素材鋼がＣｒを含有せず焼
入れ性に乏しいので、溶接部の組織が比較的細粒とな
り、靱性が良好なために偏平試験結果は良好であった。
しかし、母材部と溶接部の降伏比は、いずれも本発明で
得ようとする目標値を満足しなかった。

【０１０５】上記の結果からわかるように、１〜３％の
Ｃｒを含有し、その組織が軟質のフェライト相と硬質の
ベイナイトあるいはマルテンサイト相を含む複合組織で
ある熱延鋼板を母材とし、これを大出力の高周波予熱レ
ーザ溶接法を用いて製管溶接するとともに、その溶接金
属部と溶接熱影響部に後熱処理を施す場合には、従来に
も増して低降伏比を有する溶接鋼管が得られること明ら
かである。

【０１０６】

【発明の効果】本発明によれば、健全な溶接部を有し、
母材部と溶接部との降伏比がほぼ同じである従来の溶接
鋼管にも増してより低降伏比の溶接鋼管を提供すること
が可能である。従って、本発明の溶接鋼管を用いてパイ
プラインあるいは建築構造物を構築する場合には、その
安全性が一段と向上する。

【０１０７】また、本発明の製造方法によれば、上記の
低降伏比溶接鋼管を高能率に製造できるので、その製造
コストの低減を図ることが可能である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者藤原知哉大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．３％、Ｓ
ｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０
３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１〜３％、ｓｏ
ｌ−Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０〜１．５
％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｔｉ：０
〜０．１％、Ｃｕ：０〜２％、Ｎｉ：０〜２％および
Ｂ：０〜０．００５％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなり、その組織が軟質のフェライト相と硬質
のベイナイトあるいはマルテンサイト相を含む複合組織
である溶接鋼管であって、その降伏比ＹＲ（％）が下記
の条件を満たすことを特徴とする低降伏比溶接鋼管。ｔ／Ｄ≦２のとき、ＹＲ≦８０％２＜ｔ／Ｄ≦３のとき、ＹＲ≦８５％ｔ／Ｄ＞３のとき、ＹＲ≦８８％ただし、ｔ：鋼管の肉厚（ｍｍ）Ｄ：鋼管の外径（ｍｍ）
【請求項２】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．３％、Ｓ
ｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０
３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：１〜３％、ｓｏ
ｌ−Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０〜１．５
％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｔｉ：０
〜０．１％、Ｃｕ：０〜２％、Ｎｉ：０〜２％および
Ｂ：０〜０．００５％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなり、その組織が軟質のフェライト相と硬質
のベイナイトあるいはマルテンサイト相を含む複合組織
を有する熱延鋼板をオープンパイプ状に成形し、オープ
ンパイプ状に成形された熱延鋼板に相対向する両端面が
当接する接合点の近傍にレーザビームを照射して製管溶
接した後、少なくとも溶接金属部と溶接熱影響部を含む
部分に後熱処理を施すことを特徴とする請求項１に記載
の低降伏比溶接鋼管の製造方法。