JP7708134B2 - 超高強度鋼管杭及びその製造方法 - Google Patents
超高強度鋼管杭及びその製造方法Info
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Description
本発明は、母材部の管軸方向の降伏強度が７００ＭＰａ以上である超高強度鋼管杭及びその製造方法に関する。
近年、大規模地震への対応として、構造物の基礎として用いられる鋼管杭に対しても、高強度化が強く要望される。特に鋼管杭そのものの塑性化が許容されない構造物の設計の場合、これまでの引張強度５７０ＭＰａ級の鋼管杭を使用すると、単純な杭の埋設だけでは塑性化の抑制が困難であり、支持杭を設置するなどの特殊な構造の採用が必要となってしまう。その結果、工期、費用、設置スペースの観点から実現不可能となる場合が多い。さらに、特に寒冷地で使用される鋼管杭には、高い低温靱性も必要となる場合があり、比較的高強度化が容易な遠心鋳造鋼管などを鋼管杭に適用することを困難にしている。
鋼管杭は大量製造が必要な品種であるため、母材の製造には焼入れ焼き戻しプロセスよりもＴＭＣＰプロセスを適用することが望ましい。
これに対し、例えば特許文献１および２には、熱延鋼板に冷間ロール成形工程を施した鋼管素材を溶接することで、高強度と高靭性を両立する鋼管杭用電縫鋼管の製造方法を開示している。
しかしながら、特許文献１および２に記載の製造方法は、降伏強度が４５０ＭＰａ以上６２４ＭＰ以下である鋼管杭について記載しているが、さらに高強度な鋼管杭の製造には対応できない。
地すべり抑止や港湾部の土留めに用いられる鋼管杭の場合、管軸方向に応力がかかり、さらに弾性範囲内で設計されることが通常であるため、降伏強度が重要な強度パラメータとなる。管軸方向の降伏強度が７００ＭＰａ以上あれば、東日本大震災クラスの大震動や津波があった際も弾性範囲内で変形に耐えることができ、地震による鋼管杭の変形に起因した周囲の地盤の陥没、隆起を抑えることができる。厚鋼板を素材とした管軸方向の降伏強度や引張強度は管周方向よりも低くなることが多く、従来の管軸方向を超高強度化した溶接鋼管では管軸方向の超高強度化が達成できていないケースがあることも課題である。
また、溶接鋼管をサブマージアーク溶接により製造する場合、高強度材で問題となる低温割れの発生を抑制することが重要な課題となる。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、優れた靱性を有するとともに、優れた耐低温割れ性を有する、超高強度鋼管杭及びその製造方法を提供することを目的とする。
ここで、本発明における「超高強度」とは、母材部の管軸方向の降伏強度が７００ＭＰａ以上、母材部の管軸方向の引張強度が７８０～９３０ＭＰａであり、かつ、溶接継手の管周方向の引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを指す。
また、本発明における「優れた靱性」とは、母材部および溶接金属における、－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上であることを指す。
また、本発明における「優れた耐低温割れ性」とは、溶接部に対してＪＩＳ Ｚ３０６０で超音波探傷試験を行い、割れが検出されない場合を指す。
本発明者らは、母材部の管軸方向の降伏強度が７００ＭＰａ以上の超高強度鋼管杭を高い生産性で製造する技術について検討した結果、以下の知見を得た。
まず、高い生産性を維持するために鋼管の素材となる厚鋼板の製造方法は、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）もしくはＤＱＴ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ ａｎｄ Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）とした。さらに、鋼管軸方向の溶接方法は、サブマージアーク溶接とした。
上記の前提において最も問題となるのは、溶接性の確保である。そこで、本発明では、超高強度の鋼管であっても優れた耐低温割れ性を確保するために、更に検討した。その結果、母材部の成分組成としてはＰｃｍ≦０．２２０、および、溶接金属の成分組成としてはＰｃｍ≦０．３００かつＣＳ≧０．０を確保することで、予熱を行うことなく、鋼管軸方向の溶接施工を行っても低温割れが発生しないことを明らかにした。また、溶接継手の継手強度を確保するためには母材部の成分組成をＰｃｍ≧０．１７０および溶接金属の成分組成をＰｃｍ≧０．２００に制御する必要があることも明らかにした。
本発明は、上記した知見にさらに検討を加えて完成されたものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］ 母材部と管軸方向にサブマージアーク溶接で形成された溶接部とを有する超高強度鋼管杭であって、
前記母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０４～０．１１％、
Ｓｉ：０．５５％以下、
Ｍｎ：１．３０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、さらに、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．１００％以下
のうちから選ばれた１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記母材部の成分は、式（１）で規定されるＰｃｍが０．１７０～０．２２０であり、
前記溶接部の溶接金属の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０４～０．１１％、
Ｓｉ：０．２０～０．５５％、
Ｍｎ：１．３０～２．００％、
Ｎｉ：０．５０～５．００％、
Ｍｏ：０．３０～５．００％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０６０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下
を含有し、さらに、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．０８％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．１００％以下
のうちから選ばれた１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記溶接金属の成分は、式（１）で規定されるＰｃｍが０．２００～０．３００であり、かつ式(２)で規定されるＣＳが０．０以上であり、
前記母材部の管軸方向の降伏強度が７００ＭＰａ以上、前記母材部の管軸方向の引張強度が７８０～９３０ＭＰａであり、
溶接継手の管周方向の引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、
前記母材部および前記溶接金属は、－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上である、超高強度鋼管杭。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・（１）
ＣＳ＝５．１－３６．３Ｃ－０．６Ｍｎ－Ｎｉ＋１．４Ｍｏ ・・・(２)
ここで、式（１）および式（２）における各元素は含有量（質量％）を表し、含有しない元素は含有量を０とする。
［２］ ［１］に記載の超高強度鋼管杭の製造方法であって、
前記母材部の成分組成を有する鋼を、１０００～１２５０℃に加熱後、圧延終了温度を６５０～９５０℃とする熱間圧延を行い、次いで５００℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行い、次いで空冷により室温まで冷却して厚鋼板とし、
前記厚鋼板を冷間で管状に成形し、前記管状の突合せ部を管軸方向に、１極の成分組成あるいは複数電極の平均成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１４％、Ｓｉ：０．２０～０．７０％、Ｍｎ：０．７０～２．３０％、Ｎｉ：１．０～１０．０％およびＭｏ：０．５～５．０％を含有する溶接ワイヤとフラックスとを用いて、サブマージアーク溶接を行い、前記溶接金属を形成する、超高強度鋼管杭の製造方法。
［３］ ［１］に記載の超高強度鋼管杭の製造方法であって、
前記母材部の成分組成を有する鋼を、１０００～１２５０℃に加熱後、圧延終了温度を６５０～９５０℃とする熱間圧延を行い、次いで３００℃未満の冷却停止温度まで加速冷却を行い、次いで３００～６５０℃の焼き戻し温度まで再加熱し、次いで室温まで冷却して厚鋼板とし、
前記厚鋼板を冷間で管状に成形し、前記管状の突合せ部を管軸方向に、１極の成分組成もしくは複数電極の平均成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１４％、Ｓｉ：０．２０～０．７０％、Ｍｎ：０．７０～２．３０％、Ｎｉ：１．０～１０．０％およびＭｏ：０．５～５．０％を含有する溶接ワイヤとフラックスとを用いて、サブマージアーク溶接を行い、前記溶接金属を形成する、超高強度鋼管杭の製造方法。
［１］ 母材部と管軸方向にサブマージアーク溶接で形成された溶接部とを有する超高強度鋼管杭であって、
前記母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０４～０．１１％、
Ｓｉ：０．５５％以下、
Ｍｎ：１．３０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、さらに、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．１００％以下
のうちから選ばれた１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記母材部の成分は、式（１）で規定されるＰｃｍが０．１７０～０．２２０であり、
前記溶接部の溶接金属の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０４～０．１１％、
Ｓｉ：０．２０～０．５５％、
Ｍｎ：１．３０～２．００％、
Ｎｉ：０．５０～５．００％、
Ｍｏ：０．３０～５．００％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０６０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下
を含有し、さらに、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．０８％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．１００％以下
のうちから選ばれた１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記溶接金属の成分は、式（１）で規定されるＰｃｍが０．２００～０．３００であり、かつ式(２)で規定されるＣＳが０．０以上であり、
前記母材部の管軸方向の降伏強度が７００ＭＰａ以上、前記母材部の管軸方向の引張強度が７８０～９３０ＭＰａであり、
溶接継手の管周方向の引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、
前記母材部および前記溶接金属は、－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上である、超高強度鋼管杭。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・（１）
ＣＳ＝５．１－３６．３Ｃ－０．６Ｍｎ－Ｎｉ＋１．４Ｍｏ ・・・(２)
ここで、式（１）および式（２）における各元素は含有量（質量％）を表し、含有しない元素は含有量を０とする。
［２］ ［１］に記載の超高強度鋼管杭の製造方法であって、
前記母材部の成分組成を有する鋼を、１０００～１２５０℃に加熱後、圧延終了温度を６５０～９５０℃とする熱間圧延を行い、次いで５００℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行い、次いで空冷により室温まで冷却して厚鋼板とし、
前記厚鋼板を冷間で管状に成形し、前記管状の突合せ部を管軸方向に、１極の成分組成あるいは複数電極の平均成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１４％、Ｓｉ：０．２０～０．７０％、Ｍｎ：０．７０～２．３０％、Ｎｉ：１．０～１０．０％およびＭｏ：０．５～５．０％を含有する溶接ワイヤとフラックスとを用いて、サブマージアーク溶接を行い、前記溶接金属を形成する、超高強度鋼管杭の製造方法。
［３］ ［１］に記載の超高強度鋼管杭の製造方法であって、
前記母材部の成分組成を有する鋼を、１０００～１２５０℃に加熱後、圧延終了温度を６５０～９５０℃とする熱間圧延を行い、次いで３００℃未満の冷却停止温度まで加速冷却を行い、次いで３００～６５０℃の焼き戻し温度まで再加熱し、次いで室温まで冷却して厚鋼板とし、
前記厚鋼板を冷間で管状に成形し、前記管状の突合せ部を管軸方向に、１極の成分組成もしくは複数電極の平均成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１４％、Ｓｉ：０．２０～０．７０％、Ｍｎ：０．７０～２．３０％、Ｎｉ：１．０～１０．０％およびＭｏ：０．５～５．０％を含有する溶接ワイヤとフラックスとを用いて、サブマージアーク溶接を行い、前記溶接金属を形成する、超高強度鋼管杭の製造方法。
本発明によれば、例えば津波防護構造などに用いられる母材部の管軸方向の降伏強度が７００ＭＰａ以上である超高強度鋼管杭を高い生産性で製造でき、産業上極めて有効である。また、本発明によれば、優れた靱性と優れた耐低温割れ性と超高強度とを兼ね備えた超高強度鋼管杭を提供することができる。
まず、本発明の超高強度鋼管杭について説明する。本発明の超高強度鋼管杭は、母材部と管軸方向にサブマージアーク溶接で形成された溶接部とを有する。以下に、本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
１．厚鋼板（母材部）の成分組成について
はじめに、本発明の厚鋼板の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分組成における「％」は、すべて「質量％」を意味する。
はじめに、本発明の厚鋼板の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分組成における「％」は、すべて「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０４～０．１１％
Ｃは、加速冷却によって製造される厚鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０４％未満では十分な強度を確保できず、Ｃ含有量が０．１１％を超えると靭性および溶接割れ感受性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．０４～０．１１％の範囲内とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、また好ましくは０．０８％以下である。
Ｃは、加速冷却によって製造される厚鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０４％未満では十分な強度を確保できず、Ｃ含有量が０．１１％を超えると靭性および溶接割れ感受性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は０．０４～０．１１％の範囲内とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、また好ましくは０．０８％以下である。
Ｓｉ：０．５５％以下
Ｓｉは脱酸のために添加するが、Ｓｉ含有量が０．５５％を超えると靭性や溶接性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は０．５５％以下の範囲内とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．３５％以下である。脱酸の効果を得るためには、Ｓｉ含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。
Ｓｉは脱酸のために添加するが、Ｓｉ含有量が０．５５％を超えると靭性や溶接性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は０．５５％以下の範囲内とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．３５％以下である。脱酸の効果を得るためには、Ｓｉ含有量は０．０３％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．３０～２．００％
Ｍｎは安価であり、厚鋼板の強度および靭性の向上のために積極的にＭｎを添加するが、Ｍｎ含有量が１．３０％未満ではその効果が十分ではなく、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると溶接性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は１．３０～２．００％の範囲内とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．６０～２．００％である。
Ｍｎは安価であり、厚鋼板の強度および靭性の向上のために積極的にＭｎを添加するが、Ｍｎ含有量が１．３０％未満ではその効果が十分ではなく、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると溶接性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は１．３０～２．００％の範囲内とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．６０～２．００％である。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは不可避的不純物元素であり、中心偏析部の硬さを上昇させることで靭性や溶接性を劣化させる。この傾向はＰ含有量が０．０３０％を超えると顕著となる。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは、０．０１５％以下である。しかし、Ｐの過度の低減は、精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは不可避的不純物元素であり、中心偏析部の硬さを上昇させることで靭性や溶接性を劣化させる。この傾向はＰ含有量が０．０３０％を超えると顕著となる。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは、０．０１５％以下である。しかし、Ｐの過度の低減は、精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００６％以下
Ｓは、鋼板中においては一般にＭｎＳ系の介在物となることで靭性や溶接性を劣化させる。この傾向は、Ｓ含有量が０．００６％を超えると顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．００６％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは、０．００３％以下である。しかし、Ｓの過度の低減は、精錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓは、鋼板中においては一般にＭｎＳ系の介在物となることで靭性や溶接性を劣化させる。この傾向は、Ｓ含有量が０．００６％を超えると顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．００６％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは、０．００３％以下である。しかし、Ｓの過度の低減は、精錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０６０％以下
Ａｌは脱酸のために添加するが、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると靭性や溶接性を劣化させる。従って、Ａｌ含有量は０．０６０％以下の範囲内とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、また好ましくは０．０５０％以下である。
Ａｌは脱酸のために添加するが、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると靭性や溶接性を劣化させる。従って、Ａｌ含有量は０．０６０％以下の範囲内とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、また好ましくは０．０５０％以下である。
Ｎｂ：０．０１～０．１０％
Ｎｂは、熱間圧延時の結晶粒の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる元素である。その効果を得るためにはＮｂを０．０１％以上含有する必要がある。一方で、０．１０％を超えてＮｂを含有すると溶接性を劣化させる。従って、Ｎｂ含有量は０．０１～０．１０％の範囲内とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２％以上であり、また好ましくは０．０６％以下である。
Ｎｂは、熱間圧延時の結晶粒の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる元素である。その効果を得るためにはＮｂを０．０１％以上含有する必要がある。一方で、０．１０％を超えてＮｂを含有すると溶接性を劣化させる。従って、Ｎｂ含有量は０．０１～０．１０％の範囲内とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２％以上であり、また好ましくは０．０６％以下である。
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは不可避的不純物元素であり、固溶することで靭性や溶接性を劣化させる。この傾向はＮ含有量が０．００６％を超えると顕著となる。従って、Ｎ含有量は０．００６％以下とする。しかし、精錬コスト低減のため、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｎは不可避的不純物元素であり、固溶することで靭性や溶接性を劣化させる。この傾向はＮ含有量が０．００６％を超えると顕著となる。従って、Ｎ含有量は０．００６％以下とする。しかし、精錬コスト低減のため、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
以上の成分が本発明の超高強度鋼管杭に用いた厚鋼板（超高強度鋼管杭の母材部）の基本成分であるが、所望の強度、靭性を得るために、この基本成分に加えて、必要に応じて以下に示す合金元素の中から選ばれる１種以上を含有してもよい。なお、以下に記載のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの各成分は必要に応じて含有できるので、これらの成分は０％であってもよい。
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｃｕを０．０１％以上含有しないと効果がなく、１．００％を超えてＣｕを含有すると表面疵が発生する。従って、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．５０％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｃｕを０．０１％以上含有しないと効果がなく、１．００％を超えてＣｕを含有すると表面疵が発生する。従って、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．５０％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｎｉを０．０１％以上含有しないと効果がなく、１．００％を超えてＮｉを含有すると表面疵が発生する。従って、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．５０％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｎｉを０．０１％以上含有しないと効果がなく、１．００％を超えてＮｉを含有すると表面疵が発生する。従って、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．５０％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｃｒ：１.００％以下
Ｃｒは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｃｒを０．０１％以上含有しないと効果がなく、１．００％を超えてＣｒを含有すると溶接性が劣化する。従って、Ｃｒを含有する場合は、Ｃｒ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．５０％以下である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｃｒは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｃｒを０．０１％以上含有しないと効果がなく、１．００％を超えてＣｒを含有すると溶接性が劣化する。従って、Ｃｒを含有する場合は、Ｃｒ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．５０％以下である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｍｏ：１．００％以下
Ｍｏは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｍｏを０．０１％以上含有しないと効果がなく、１．００％を超えてＭｏを含有すると溶接性が劣化する。従って、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．５０％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｍｏは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｍｏを０．０１％以上含有しないと効果がなく、１．００％を超えてＭｏを含有すると溶接性が劣化する。従って、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．５０％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは析出強化により強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有できる。Ｖを０．０１％以上含有しないと効果がなく、０．１０％を超えてＶを含有すると靭性を劣化させる。従って、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量を０．１０％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０５％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｖは析出強化により強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有できる。Ｖを０．０１％以上含有しないと効果がなく、０．１０％を超えてＶを含有すると靭性を劣化させる。従って、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量を０．１０％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０５％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してスラブ加熱時の結晶粒の粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の結晶粒の粒成長を抑制し、厚鋼板及び厚鋼板の溶接熱影響部の微細粒化により靭性を向上させる。Ｔｉは、必要に応じて含有できる。Ｔｉを０．０１％以上含有しないとその効果がなく、０．０５％を超えてＴｉを含有すると靭性を劣化させる。従って、Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０３％以下である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してスラブ加熱時の結晶粒の粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の結晶粒の粒成長を抑制し、厚鋼板及び厚鋼板の溶接熱影響部の微細粒化により靭性を向上させる。Ｔｉは、必要に応じて含有できる。Ｔｉを０．０１％以上含有しないとその効果がなく、０．０５％を超えてＴｉを含有すると靭性を劣化させる。従って、Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０３％以下である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは焼入れ性を大幅に向上させ、強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有できる。Ｂを０．０００１％以上含有しないとその効果はなく、０．００５０％を超えてＢを含有すると靭性が劣化する。従って、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量を０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。
Ｂは焼入れ性を大幅に向上させ、強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有できる。Ｂを０．０００１％以上含有しないとその効果はなく、０．００５０％を超えてＢを含有すると靭性が劣化する。従って、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量を０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。
Ｃａ：０．０１００％以下
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｃａ含有量が０．００１０％未満ではその効果がなく、０．０１００％を超えてＣａを含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性や内部品質を劣化させる。従って、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｃａ含有量が０．００１０％未満ではその効果がなく、０．０１００％を超えてＣａを含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性や内部品質を劣化させる。従って、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｍｇは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｍｇ含有量が０．００１０％未満ではその効果がなく、０．０１００％を超えてＭｇを含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性や内部品質を劣化させる。従って、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
Ｍｇは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｍｇ含有量が０．００１０％未満ではその効果がなく、０．０１００％を超えてＭｇを含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性や内部品質を劣化させる。従って、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
ＲＥＭ：０．１００％以下
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：希土類金属）は硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有できる。ＲＥＭ含有量が０．００１％未満ではその効果がなく、０．１００％を超えてＲＥＭを含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性や内部品質を劣化させる。従って、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量を０．１００％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００１％以上である。
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：希土類金属）は硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有できる。ＲＥＭ含有量が０．００１％未満ではその効果がなく、０．１００％を超えてＲＥＭを含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性や内部品質を劣化させる。従って、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量を０．１００％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００１％以上である。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
Ｐｃｍ：０．１７０～０．２２０
Ｐｃｍは溶接割れ感受性の指標として広く知られている。母材部の成分における、以下の式（１）で規定されるＰｃｍが０．１７０未満になると、溶接熱影響部の硬さが低下することで、継手強度の低下を引き起こす。また、母材部の成分におけるＰｃｍが０．２２０を超えると、溶接熱影響部の硬さが上昇し、その結果、溶接後に低温割れを引き起こす。従って、母材部の成分におけるＰｃｍは０．１７０～０．２２０に制御する。母材部の成分におけるＰｃｍは、好ましくは０．１８０以上であり、また好ましくは０．２１０以下である。
Ｐｃｍは溶接割れ感受性の指標として広く知られている。母材部の成分における、以下の式（１）で規定されるＰｃｍが０．１７０未満になると、溶接熱影響部の硬さが低下することで、継手強度の低下を引き起こす。また、母材部の成分におけるＰｃｍが０．２２０を超えると、溶接熱影響部の硬さが上昇し、その結果、溶接後に低温割れを引き起こす。従って、母材部の成分におけるＰｃｍは０．１７０～０．２２０に制御する。母材部の成分におけるＰｃｍは、好ましくは０．１８０以上であり、また好ましくは０．２１０以下である。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・（１）
ここで、式（１）における各元素は含有量（質量％）を表し、含有しない元素は含有量を０とする。
ここで、式（１）における各元素は含有量（質量％）を表し、含有しない元素は含有量を０とする。
２．溶接金属の成分組成について
本発明におけるサブマージアーク溶接により形成された溶接部の溶接金属の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分組成における「％」は、すべて「質量％」を意味する。
本発明におけるサブマージアーク溶接により形成された溶接部の溶接金属の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分組成における「％」は、すべて「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０４～０．１１％
溶接金属のＣ含有量は０．０４～０．１１％の範囲内とする必要がある。Ｃ含有量が０．０４％未満では溶接金属の強度が不足するとともに高温割れが発生する。Ｃ含有量が０．１１％を超えると溶接金属に炭化物が多くなり、靭性が劣化する。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、また好ましくは０．０８％以下である。
溶接金属のＣ含有量は０．０４～０．１１％の範囲内とする必要がある。Ｃ含有量が０．０４％未満では溶接金属の強度が不足するとともに高温割れが発生する。Ｃ含有量が０．１１％を超えると溶接金属に炭化物が多くなり、靭性が劣化する。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、また好ましくは０．０８％以下である。
Ｓｉ：０．２０～０．５５％
ＳｉはＰ、Ｓの偏析を助長する働きがあるため、割れの発生を助長するだけでなく、Ｃの拡散を遅くする。そのため、Ｓｉはフェライト安定化元素ではあるがオーステナイトを安定化し、マルテンサイトの生成を助長し、その結果、溶接金属の靭性を劣化させる。そのため、Ｓｉ含有量は０．５５％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量が少なすぎると溶接金属中の酸素量が高まり、靭性を損なう恐れがあるので、Ｓｉ含有量は０．２０％以上とする必要がある。従って、溶接金属のＳｉ含有量は０．２０～０．５５％の範囲内とする。
Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２５％以上であり、また好ましくは０．５０％以下である。
ＳｉはＰ、Ｓの偏析を助長する働きがあるため、割れの発生を助長するだけでなく、Ｃの拡散を遅くする。そのため、Ｓｉはフェライト安定化元素ではあるがオーステナイトを安定化し、マルテンサイトの生成を助長し、その結果、溶接金属の靭性を劣化させる。そのため、Ｓｉ含有量は０．５５％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量が少なすぎると溶接金属中の酸素量が高まり、靭性を損なう恐れがあるので、Ｓｉ含有量は０．２０％以上とする必要がある。従って、溶接金属のＳｉ含有量は０．２０～０．５５％の範囲内とする。
Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２５％以上であり、また好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｎ：１．３０～２．００％
溶接金属のＭｎ含有量は１．３０～２．００％の範囲内とする必要がある。ＭｎはＰの凝固偏析を助長し、割れの発生を助長するだけでなく、積層欠陥エネルギーを高めるため、８００℃以下でのオーステナイト安定化効果が著しい。これにより、ベイナイト変態を抑制しマルテンサイトが発生しやすくなるため、多量のＭｎの添加は溶接金属の靭性を劣化させる。よって、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が１．３０％より少ない場合には溶接金属の酸素量が高まり、むしろ靭性を損なう懸念があるので、Ｍｎを１．３０％以上含有することが必要である。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以上であり、また好ましくは１．８０％以下である。
溶接金属のＭｎ含有量は１．３０～２．００％の範囲内とする必要がある。ＭｎはＰの凝固偏析を助長し、割れの発生を助長するだけでなく、積層欠陥エネルギーを高めるため、８００℃以下でのオーステナイト安定化効果が著しい。これにより、ベイナイト変態を抑制しマルテンサイトが発生しやすくなるため、多量のＭｎの添加は溶接金属の靭性を劣化させる。よって、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が１．３０％より少ない場合には溶接金属の酸素量が高まり、むしろ靭性を損なう懸念があるので、Ｍｎを１．３０％以上含有することが必要である。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以上であり、また好ましくは１．８０％以下である。
Ｎｉ：０．５０～５．００％
Ｎｉは高強度鋼の低温靭性を向上させるために重要な元素である。Ｍｎとは異なり、Ｎｉの添加は積層欠陥エネルギーを低めるので、オーステナイトが機械的に安定化されにくく、延性が確保される。従って、靭性向上のためにＮｉを０．５０％以上含有する必要がある。しかし、化学的にオーステナイトを安定化するため、多量にＮｉを添加すると最終凝固相にフェライト相が晶出しなくなり、低温割れが発生する。そのため、Ｍｏ、Ｃ、Ｍｎとのバランスを取りながらＣＳが０．０以上になる範囲でＮｉを含有する必要がある。Ｎｉ含有量の上限としては５．００％である。従って、溶接金属のＮｉ含有量は０．５０～５．００％の範囲内とする。Ｎｉ含有量は、１．００％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、４．００％以下とすることが好ましい。
Ｎｉは高強度鋼の低温靭性を向上させるために重要な元素である。Ｍｎとは異なり、Ｎｉの添加は積層欠陥エネルギーを低めるので、オーステナイトが機械的に安定化されにくく、延性が確保される。従って、靭性向上のためにＮｉを０．５０％以上含有する必要がある。しかし、化学的にオーステナイトを安定化するため、多量にＮｉを添加すると最終凝固相にフェライト相が晶出しなくなり、低温割れが発生する。そのため、Ｍｏ、Ｃ、Ｍｎとのバランスを取りながらＣＳが０．０以上になる範囲でＮｉを含有する必要がある。Ｎｉ含有量の上限としては５．００％である。従って、溶接金属のＮｉ含有量は０．５０～５．００％の範囲内とする。Ｎｉ含有量は、１．００％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、４．００％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．３０～５．００％
Ｍｏは、フェライト安定化元素として溶接金属の凝固形態を制御するのに極めて重要な元素であり、かつ、オーステナイトを不安定化させて溶接金属ミクロ組織にベイナイトを生じさせ、靭性を向上させる極めて重要な働きを持つ。そのため、少なくともＭｏ含有量は０．３０％以上とすることが必要である。一方、Ｍｏ含有量が５．００％を超えると、特に外面溶接金属の靭性を損なう。従って、溶接金属のＭｏ含有量は０．３０～５．００％の範囲内とする必要がある。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４０％以上であり、また好ましくは４．００％以下である。
Ｍｏは、フェライト安定化元素として溶接金属の凝固形態を制御するのに極めて重要な元素であり、かつ、オーステナイトを不安定化させて溶接金属ミクロ組織にベイナイトを生じさせ、靭性を向上させる極めて重要な働きを持つ。そのため、少なくともＭｏ含有量は０．３０％以上とすることが必要である。一方、Ｍｏ含有量が５．００％を超えると、特に外面溶接金属の靭性を損なう。従って、溶接金属のＭｏ含有量は０．３０～５．００％の範囲内とする必要がある。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４０％以上であり、また好ましくは４．００％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
溶接金属中の固溶Ｎ量を低減すると靱性が改善する。特にＮ含有量を０．０１０％以下とすることで溶接金属の靭性が著しく改善されるため、上限を０．０１０％とする。溶接材料製造時の精錬コスト増大抑制のため、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
溶接金属中の固溶Ｎ量を低減すると靱性が改善する。特にＮ含有量を０．０１０％以下とすることで溶接金属の靭性が著しく改善されるため、上限を０．０１０％とする。溶接材料製造時の精錬コスト増大抑制のため、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｏ：０．０６０％以下
溶接金属中の酸素量を低減すると靱性が改善する。特にＯ（酸素）の含有量を０．０６０％以下とすることで溶接金属の靭性が著しく改善されるため、上限を０．０６０％とする。溶接材料製造時の精錬コスト増大抑制のため、Ｏ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
溶接金属中の酸素量を低減すると靱性が改善する。特にＯ（酸素）の含有量を０．０６０％以下とすることで溶接金属の靭性が著しく改善されるため、上限を０．０６０％とする。溶接材料製造時の精錬コスト増大抑制のため、Ｏ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは不可避的不純物元素であり、溶接金属の靭性や溶接性を劣化させる。この傾向はＰ含有量が０．０３０％を超えると顕著となる。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５％以下である。しかし、Ｐの過度の低減は、溶接材料製造時の精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは不可避的不純物元素であり、溶接金属の靭性や溶接性を劣化させる。この傾向はＰ含有量が０．０３０％を超えると顕著となる。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５％以下である。しかし、Ｐの過度の低減は、溶接材料製造時の精錬コストの高騰を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、溶接金属中においては一般にＭｎＳ系の介在物となることで靭性や溶接性を劣化させる。この傾向は、Ｓ含有量が０．０１０％を超えると顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８％以下である。しかし、Ｓの過度の低減は、溶接材料製造時の精錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓは、溶接金属中においては一般にＭｎＳ系の介在物となることで靭性や溶接性を劣化させる。この傾向は、Ｓ含有量が０．０１０％を超えると顕著となる。従って、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８％以下である。しかし、Ｓの過度の低減は、溶接材料製造時の精錬コストの高騰を招くため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１００％以下
Ａｌは溶接金属の酸素量低減のために添加するが、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると靭性や溶接性を劣化させる。従って、Ａｌ含有量は０．１００％以下の範囲内とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８０％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。
Ａｌは溶接金属の酸素量低減のために添加するが、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると靭性や溶接性を劣化させる。従って、Ａｌ含有量は０．１００％以下の範囲内とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８０％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上である。
以上の成分が本発明の超高強度鋼管杭における溶接金属の基本成分であるが、所望の強度、靭性を得るために、この基本成分に加えて、必要に応じて以下に示す合金元素の中から選ばれる１種以上を含有してもよい。なお、以下に記載のＣｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの各成分は必要に応じて含有できるので、これらの成分は０％であってもよい。
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは液相線と固相線間の温度範囲を広げ、高温割れの発生を助長するだけでなく、低温割れ感受性も高める働きがある。Ｃｕは、必要に応じて含有できる。そのため、Ｃｕを含有する場合は、溶接金属のＣｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｃｕは液相線と固相線間の温度範囲を広げ、高温割れの発生を助長するだけでなく、低温割れ感受性も高める働きがある。Ｃｕは、必要に応じて含有できる。そのため、Ｃｕを含有する場合は、溶接金属のＣｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｃｒ：１.００％以下
Ｃｒは、フェライト安定化元素として溶接金属の凝固形態を制御する元素であり、かつ、オーステナイトを不安定化させて溶接金属ミクロ組織にベイナイトを生じさせ、靭性を向上させる。Ｃｒは、必要に応じて含有できる。Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、特に外面溶接金属の靭性を損なう。従って、Ｃｒを含有する場合は、溶接金属のＣｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｃｒは、フェライト安定化元素として溶接金属の凝固形態を制御する元素であり、かつ、オーステナイトを不安定化させて溶接金属ミクロ組織にベイナイトを生じさせ、靭性を向上させる。Ｃｒは、必要に応じて含有できる。Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、特に外面溶接金属の靭性を損なう。従って、Ｃｒを含有する場合は、溶接金属のＣｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｎｂ：０．０８％以下
Ｎｂは溶接金属の高強度化に寄与するが、０．０８％を超えてＮｂを含有すると溶接金属の靭性を損なう。Ｎｂは、必要に応じて含有できる。従って、Ｎｂを含有する場合は、溶接金属のＮｂ含有量は０．０８％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｎｂは溶接金属の高強度化に寄与するが、０．０８％を超えてＮｂを含有すると溶接金属の靭性を損なう。Ｎｂは、必要に応じて含有できる。従って、Ｎｂを含有する場合は、溶接金属のＮｂ含有量は０．０８％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは溶接金属の高強度化に寄与するが、０．１０％を超えてＶを含有すると溶接金属の靭性を損なう。Ｖは、必要に応じて含有できる。従って、Ｖを含有する場合は、溶接金属のＶ含有量は０．１０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｖは溶接金属の高強度化に寄与するが、０．１０％を超えてＶを含有すると溶接金属の靭性を損なう。Ｖは、必要に応じて含有できる。従って、Ｖを含有する場合は、溶接金属のＶ含有量は０．１０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは溶接金属中では脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素の低減に有効であり、必要に応じて含有できる。この効果を得るためには０．０１％以上のＴｉの含有が必要である。しかし、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えた場合、余剰となったＴｉが炭化物を形成し溶接金属の靱性を劣化させるため、Ｔｉ含有量の上限を０．０５％とする。従って、Ｔｉを含有する場合は、溶接金属のＴｉ含有量は０．０５％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｔｉは溶接金属中では脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素の低減に有効であり、必要に応じて含有できる。この効果を得るためには０．０１％以上のＴｉの含有が必要である。しかし、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えた場合、余剰となったＴｉが炭化物を形成し溶接金属の靱性を劣化させるため、Ｔｉ含有量の上限を０．０５％とする。従って、Ｔｉを含有する場合は、溶接金属のＴｉ含有量は０．０５％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、溶接金属の強度を確保するために添加することができる。Ｂは、必要に応じて含有できる。その効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが有効である。但し、溶接金属中のＢ含有量が０．００５０％を超えると靱性の低いマルテンサイト組織が生成する。そのため、Ｂを含有する場合は、溶接金属のＢ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。
Ｂは、溶接金属の強度を確保するために添加することができる。Ｂは、必要に応じて含有できる。その効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが有効である。但し、溶接金属中のＢ含有量が０．００５０％を超えると靱性の低いマルテンサイト組織が生成する。そのため、Ｂを含有する場合は、溶接金属のＢ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００１％以上である。
Ｃａ：０．０１００％以下
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｃａ含有量が０．００１０％未満ではその効果がなく、０．０１００％を超えてＣａを含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性や内部品質を劣化させる。従って、Ｃａを含有する場合は、溶接金属のＣａ含有量を０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｃａ含有量が０．００１０％未満ではその効果がなく、０．０１００％を超えてＣａを含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性や内部品質を劣化させる。従って、Ｃａを含有する場合は、溶接金属のＣａ含有量を０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｍｇは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｍｇ含有量が０．００１０％未満ではその効果がなく、０．０１００％を超えてＭｇを含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性や内部品質を劣化させる。従って、Ｍｇを含有する場合は、溶接金属のＭｇ含有量を０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
Ｍｇは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有できる。Ｍｇ含有量が０．００１０％未満ではその効果がなく、０．０１００％を超えてＭｇを含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性や内部品質を劣化させる。従って、Ｍｇを含有する場合は、溶接金属のＭｇ含有量を０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。
ＲＥＭ：０．１００％以下
ＲＥＭは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有できる。ＲＥＭ含有量が０．００１％未満ではその効果がなく、０．１００％を超えてＲＥＭを含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性や内部品質を劣化させる。従って、ＲＥＭを含有する場合は、溶接金属のＲＥＭ含有量を０．１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００１％以上である。
ＲＥＭは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であり、必要に応じて含有できる。ＲＥＭ含有量が０．００１％未満ではその効果がなく、０．１００％を超えてＲＥＭを含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性や内部品質を劣化させる。従って、ＲＥＭを含有する場合は、溶接金属のＲＥＭ含有量を０．１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００１％以上である。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
Ｐｃｍ：０．２００～０．３００
Ｐｃｍは溶接割れ感受性の指標であるが、溶接金属の引張強度とも高い相関を持つ。溶接金属の成分における、上記の式（１）で規定されるＰｃｍが０．２００未満の場合、溶接金属の硬度が低下し、その結果、所望の溶接金属の引張強度を得ることができない。また、溶接金属の成分におけるＰｃｍが０．３００を超えた場合、溶接金属の硬度が上昇し、その結果、溶接金属の低温割れが発生する。そのため、溶接金属におけるＰｃｍは０．２００～０．３００に制御する。溶接金属におけるＰｃｍは、好ましくは０．２１０以上であり、また好ましくは０．２９０以下である。
Ｐｃｍは溶接割れ感受性の指標であるが、溶接金属の引張強度とも高い相関を持つ。溶接金属の成分における、上記の式（１）で規定されるＰｃｍが０．２００未満の場合、溶接金属の硬度が低下し、その結果、所望の溶接金属の引張強度を得ることができない。また、溶接金属の成分におけるＰｃｍが０．３００を超えた場合、溶接金属の硬度が上昇し、その結果、溶接金属の低温割れが発生する。そのため、溶接金属におけるＰｃｍは０．２００～０．３００に制御する。溶接金属におけるＰｃｍは、好ましくは０．２１０以上であり、また好ましくは０．２９０以下である。
ＣＳ≧０．０
ＣＳとは、溶接金属の横割れ発生を定量化するパラメータである。溶接金属の成分組成をＣＳ≧０．０となる範囲に制御することにより、溶接金属凝固時に粗大な結晶粒の生成を防止し、高強度溶接金属の横割れを防止することが可能である。従って、溶接金属における、以下の式（２）で規定されるＣＳを０．０以上とする。溶接金属凝固時に粗大な結晶粒の生成を防止するため、ＣＳは０．５以下とすることが好ましい。
ＣＳとは、溶接金属の横割れ発生を定量化するパラメータである。溶接金属の成分組成をＣＳ≧０．０となる範囲に制御することにより、溶接金属凝固時に粗大な結晶粒の生成を防止し、高強度溶接金属の横割れを防止することが可能である。従って、溶接金属における、以下の式（２）で規定されるＣＳを０．０以上とする。溶接金属凝固時に粗大な結晶粒の生成を防止するため、ＣＳは０．５以下とすることが好ましい。
ＣＳ＝５．１－３６．３Ｃ－０．６Ｍｎ－Ｎｉ＋１．４Ｍｏ ・・・(２)
ここで、式（２）における各元素は含有量（質量％）を表し、含有しない元素は含有量を０とする。
ここで、式（２）における各元素は含有量（質量％）を表し、含有しない元素は含有量を０とする。
上記のＰｃｍの数値範囲およびＣＳの数値範囲を満足する溶接金属であれば、上述のように、優れた耐低温割れ性を有するとともに、溶接継手の継手強度を確保できる溶接部となる。
３．鋼管杭の性能
本発明の超高強度鋼管杭は、以下に示す超高強度な母材部および溶接金属となる。鋼管杭の性能の規定理由を下記に示す。
本発明の超高強度鋼管杭は、以下に示す超高強度な母材部および溶接金属となる。鋼管杭の性能の規定理由を下記に示す。
母材部の管軸方向の降伏強度：７００ＭＰａ以上
本発明では、実際の溶接構造物用鋼板として適用実績の多いＪＩＳ ＳＢＨＳ７００の要求値に合わせている。なお、鋼管杭は地震や津波などが発生した場合、管軸方向に応力を受けるため、管軸方向の降伏強度を規定している。
本発明では、実際の溶接構造物用鋼板として適用実績の多いＪＩＳ ＳＢＨＳ７００の要求値に合わせている。なお、鋼管杭は地震や津波などが発生した場合、管軸方向に応力を受けるため、管軸方向の降伏強度を規定している。
母材部の管軸方向の引張強度：７８０～９３０ＭＰａ
上述と同様に、実際の溶接構造物用鋼板として適用実績の多いＪＩＳ ＳＢＨＳ７００の要求値に合わせている。なお、鋼管杭は地震や津波などが発生した場合、管軸方向に応力を受けるため、管軸方向の引張強度を規定している。
上述と同様に、実際の溶接構造物用鋼板として適用実績の多いＪＩＳ ＳＢＨＳ７００の要求値に合わせている。なお、鋼管杭は地震や津波などが発生した場合、管軸方向に応力を受けるため、管軸方向の引張強度を規定している。
溶接継手の管周方向の引張強度：７８０ＭＰａ以上
溶接継手の引張強度は、母材部と同じ引張強度下限を規定している。規定理由は同様のため、説明を省略する。
溶接継手の引張強度は、母材部と同じ引張強度下限を規定している。規定理由は同様のため、説明を省略する。
－１０℃における母材部のシャルピー吸収エネルギー：２７Ｊ以上
－１０℃における溶接金属のシャルピー吸収エネルギー：２７Ｊ以上
本発明では、寒冷地での鋼管杭の埋設を想定し、－１０℃を規定温度としている。シャルピー試験片は、母材部については管軸方向で、かつ、１／４ｔ（板厚１／４位置）から２ｍｍＶノッチ試験片を採取するものとし、溶接金属については管周方向で、かつ、１／２ｔ（溶接部厚さの１／２位置）から２ｍｍＶノッチ試験片を採取するものとする。
－１０℃における溶接金属のシャルピー吸収エネルギー：２７Ｊ以上
本発明では、寒冷地での鋼管杭の埋設を想定し、－１０℃を規定温度としている。シャルピー試験片は、母材部については管軸方向で、かつ、１／４ｔ（板厚１／４位置）から２ｍｍＶノッチ試験片を採取するものとし、溶接金属については管周方向で、かつ、１／２ｔ（溶接部厚さの１／２位置）から２ｍｍＶノッチ試験片を採取するものとする。
なお、上記の降伏強度、引張強度およびシャルピー吸収エネルギーは、後述する実施例に記載の方法で測定できる。
次に、本発明の超高強度鋼管杭の製造方法の一実施形態について説明する。
まず、後述の製造条件で製造される厚鋼板（被溶接材）を準備し、次いで、この厚鋼板を冷間で管状に成形し、後述の溶接ワイヤとフラックスとを用いて当該管状に成形した厚鋼板の幅方向両端の突合せ部を管軸方向にサブマージアーク溶接を行い、上記溶接金属となる溶接部を形成することで、溶接金属を介して溶接接合した鋼管杭を製造する。
サブマージアーク溶接は、１極（１本の溶接ワイヤを用いた単電極サブマージアーク溶接）あるいは複数電極（複数の溶接ワイヤを用いた多電極サブマージアーク溶接）とする。突合せ部の溶接予定部に開先加工を施して開先（例えば、Ｘ開先、レ開先）を形成し、この開先内にサブマージアーク溶接を施すことで、上記成分組成の溶接金属を形成する。積層数は、管厚に応じて、内外面各１層盛溶接あるいは内外面多層盛溶接とする。
４．厚鋼板の製造方法
本発明では、厚鋼板をＴＭＣＰプロセス（第１実施形態）あるいはＤＱＴプロセス（第２実施形態）で製造することができる。なお、例えば津波防護構造などの鋼管杭に適用する観点からは、厚鋼板の板厚は６～６０ｍｍであることが好ましい。
本発明では、厚鋼板をＴＭＣＰプロセス（第１実施形態）あるいはＤＱＴプロセス（第２実施形態）で製造することができる。なお、例えば津波防護構造などの鋼管杭に適用する観点からは、厚鋼板の板厚は６～６０ｍｍであることが好ましい。
［第１実施形態］
ＴＭＣＰプロセスで厚鋼板を製造する場合には、上記の母材部の成分組成を有する鋼（スラブ）を、１０００～１２５０℃に加熱後、圧延終了温度を６５０～９５０℃とする熱間圧延を行い、次いで５００℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行い、次いで空冷により室温まで冷却して、厚鋼板を製造する。
ＴＭＣＰプロセスで厚鋼板を製造する場合には、上記の母材部の成分組成を有する鋼（スラブ）を、１０００～１２５０℃に加熱後、圧延終了温度を６５０～９５０℃とする熱間圧延を行い、次いで５００℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行い、次いで空冷により室温まで冷却して、厚鋼板を製造する。
以下に鋼管の素材となる厚鋼板の製造方法の規定理由を示す。なお、第１および第２実施形態で共通する条件については、適宜説明を省略している。
加熱温度：１０００～１２５０℃
熱間圧延開始時に、鋼組織を完全にオーステナイト化するため、スラブを加熱する際の下限温度を１０００℃とする。一方、１２５０℃を超える温度までスラブを加熱すると、オーステナイト粒成長が著しく、母材靱性が劣化するため、スラブを加熱する際の上限温度を１２５０℃とする。上記の加熱温度は、好ましくは１０５０℃以上であり、また好ましくは１２００℃以下である。
熱間圧延開始時に、鋼組織を完全にオーステナイト化するため、スラブを加熱する際の下限温度を１０００℃とする。一方、１２５０℃を超える温度までスラブを加熱すると、オーステナイト粒成長が著しく、母材靱性が劣化するため、スラブを加熱する際の上限温度を１２５０℃とする。上記の加熱温度は、好ましくは１０５０℃以上であり、また好ましくは１２００℃以下である。
圧延終了温度：６５０～９５０℃
熱間圧延は、その終了温度が最も母材性能と相関する。圧延終了温度が６５０℃未満となった場合、その後の加速冷却の効果が下がり、所望の強度を満足することができない。一方で圧延終了温度が９５０℃を超えると、結晶粒が粗大となり、母材靭性が劣化する。そのため、圧延終了温度は６５０～９５０℃とする。上記の加熱温度は、好ましくは７００℃以上であり、また好ましくは９００℃以下である。
熱間圧延は、その終了温度が最も母材性能と相関する。圧延終了温度が６５０℃未満となった場合、その後の加速冷却の効果が下がり、所望の強度を満足することができない。一方で圧延終了温度が９５０℃を超えると、結晶粒が粗大となり、母材靭性が劣化する。そのため、圧延終了温度は６５０～９５０℃とする。上記の加熱温度は、好ましくは７００℃以上であり、また好ましくは９００℃以下である。
冷却停止温度：５００℃以下
冷却停止温度が５００℃を超えると変態強化が不足し、所望の強度を満たせないため、冷却停止温度の上限を５００℃とする。従って、冷却停止温度は５００℃以下とする。冷却停止温度の下限は特にもうけないが、冷却停止温度が低いと母材靭性が劣化する傾向にあるため、冷却停止温度はより好ましくは３００～５００℃とする。
冷却停止温度が５００℃を超えると変態強化が不足し、所望の強度を満たせないため、冷却停止温度の上限を５００℃とする。従って、冷却停止温度は５００℃以下とする。冷却停止温度の下限は特にもうけないが、冷却停止温度が低いと母材靭性が劣化する傾向にあるため、冷却停止温度はより好ましくは３００～５００℃とする。
［第２実施形態］
ＤＱＴプロセスで厚鋼板を製造する場合には、上記の母材部の成分組成を有する鋼（スラブ）を、１０００～１２５０℃に加熱後、圧延終了温度を６５０～９５０℃とする熱間圧延を行い、次いで３００℃未満の冷却停止温度まで加速冷却を行い、次いで３００～６５０℃の焼き戻し温度まで再加熱し、次いで室温まで冷却して、厚鋼板を製造する。なお、以下には第１実施形態と異なる条件について説明する。
ＤＱＴプロセスで厚鋼板を製造する場合には、上記の母材部の成分組成を有する鋼（スラブ）を、１０００～１２５０℃に加熱後、圧延終了温度を６５０～９５０℃とする熱間圧延を行い、次いで３００℃未満の冷却停止温度まで加速冷却を行い、次いで３００～６５０℃の焼き戻し温度まで再加熱し、次いで室温まで冷却して、厚鋼板を製造する。なお、以下には第１実施形態と異なる条件について説明する。
冷却停止温度：３００℃未満
冷却停止温度が３００℃未満の場合、変態強化により焼き戻し前の強度が上昇し、焼き戻し後も所望の強度が確保できる。従って、冷却停止温度は３００℃未満とする。冷却停止温度の下限は特にもうけないが、冷却停止温度が低いと母材靭性が劣化する傾向にあるため、冷却停止温度は１０℃以上とすることが好ましい。
冷却停止温度が３００℃未満の場合、変態強化により焼き戻し前の強度が上昇し、焼き戻し後も所望の強度が確保できる。従って、冷却停止温度は３００℃未満とする。冷却停止温度の下限は特にもうけないが、冷却停止温度が低いと母材靭性が劣化する傾向にあるため、冷却停止温度は１０℃以上とすることが好ましい。
なお、本発明では、加速冷却の停止温度を３００℃未満にした場合、その後に下記の条件で焼き戻しを行うことができる。
焼き戻し温度：３００～６５０℃
焼き戻し温度が３００℃未満の場合、転位の固着が十分に実現できず、焼き戻し効果が得られないため、焼き戻し温度を３００℃以上とする。また、焼き戻し温度が６５０℃を超えると転位の消失が大きくなり、所望の強度が得られないため、焼き戻し温度の上限を６５０℃とする。従って、焼き戻し温度は３００～６５０℃とする。上記の焼き戻し温度は、好ましくは３５０℃以上であり、また好ましくは６００℃以下である。
焼き戻し温度にまで再加熱した後、例えば、空冷や水冷により室温まで冷却する。
焼き戻し温度が３００℃未満の場合、転位の固着が十分に実現できず、焼き戻し効果が得られないため、焼き戻し温度を３００℃以上とする。また、焼き戻し温度が６５０℃を超えると転位の消失が大きくなり、所望の強度が得られないため、焼き戻し温度の上限を６５０℃とする。従って、焼き戻し温度は３００～６５０℃とする。上記の焼き戻し温度は、好ましくは３５０℃以上であり、また好ましくは６００℃以下である。
焼き戻し温度にまで再加熱した後、例えば、空冷や水冷により室温まで冷却する。
続いて、溶接方法について説明する。
本発明では、サブマージアーク溶接を用いる。溶接部に、上記の性能（強度、靱性および耐低温割れ性）を有する溶接金属を形成するためには、１極の成分組成もしくは複数電極の平均成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１４％、Ｓｉ：０．２０～０．７０％、Ｍｎ：０．７０～２．３０％、Ｎｉ：１．０～１０．０％およびＭｏ：０．５～５．０％を含有する溶接ワイヤを用いるものとする。
本発明の溶接金属を形成するためには、溶接入熱を、２．０～１０．０ｋＪ／ｍｍに制御することが好ましい。
５．溶接ワイヤの成分組成について
本発明のサブマージアーク溶接に用いる溶接ワイヤの成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分組成における「％」は、すべて「質量％」を意味する。また、サブマージアーク溶接は複数電極（複数の溶接ワイヤ）を用いて溶接を行うことがあるが、その場合、平均成分組成を用いる。この平均成分組成が以下の数値範囲内にあればよい。
本発明のサブマージアーク溶接に用いる溶接ワイヤの成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分組成における「％」は、すべて「質量％」を意味する。また、サブマージアーク溶接は複数電極（複数の溶接ワイヤ）を用いて溶接を行うことがあるが、その場合、平均成分組成を用いる。この平均成分組成が以下の数値範囲内にあればよい。
Ｃ：０．０１～０．１４％
溶接ワイヤのＣ含有量は、上記の溶接金属で必要とされるＣ量の範囲を得るために、母材希釈および大気から入る量を勘案して０．０１～０．１４％の範囲内とする。溶接ワイヤのＣ含有量は、好ましくは０．０４％以上であり、また好ましくは０．１２％以下である。
溶接ワイヤのＣ含有量は、上記の溶接金属で必要とされるＣ量の範囲を得るために、母材希釈および大気から入る量を勘案して０．０１～０．１４％の範囲内とする。溶接ワイヤのＣ含有量は、好ましくは０．０４％以上であり、また好ましくは０．１２％以下である。
Ｓｉ：０．２０～０．７０％
溶接ワイヤのＳｉ含有量は、上記の溶接金属で必要とされるＳｉ量の範囲を得るために、母材希釈およびフラックス中のＳｉＯ２からの還元を考慮して０．２０～０．７０％の範囲内とする。
溶接ワイヤのＳｉ含有量は、上記の溶接金属で必要とされるＳｉ量の範囲を得るために、母材希釈およびフラックス中のＳｉＯ２からの還元を考慮して０．２０～０．７０％の範囲内とする。
Ｍｎ：０．７０～２．３０％
溶接ワイヤのＭｎ含有量は、上記の溶接金属で必要とされるＭｎ量の範囲を得るために、母材希釈および脱酸による消耗ロスを考慮して０．７０～２．３０％の範囲内とする。
溶接ワイヤのＭｎ含有量は、上記の溶接金属で必要とされるＭｎ量の範囲を得るために、母材希釈および脱酸による消耗ロスを考慮して０．７０～２．３０％の範囲内とする。
Ｎｉ：１．０～１０．０％
溶接ワイヤのＮｉ含有量は、上記の溶接金属で必要とされるＮｉ量の範囲を得るために、１．０～１０．０％の範囲内とする。
溶接ワイヤのＮｉ含有量は、上記の溶接金属で必要とされるＮｉ量の範囲を得るために、１．０～１０．０％の範囲内とする。
Ｍｏ：０．５～５．０％
溶接ワイヤのＭｏ含有量は、上記の溶接金属で必要とされるＭｏ量の範囲を得るために、０．５～５．０％の範囲内とする。
溶接ワイヤのＭｏ含有量は、上記の溶接金属で必要とされるＭｏ量の範囲を得るために、０．５～５．０％の範囲内とする。
なお、本発明の溶接ワイヤは、上記の成分組成に加えて、以下に示す各合金元素のうちから選択される１種以上を含有することが好ましい。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも０．０５０％以下にする。
Ｐは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも０．０５０％以下にする。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも０．０１０％以下にする。
Ｓは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも０．０１０％以下にする。
Ａｌ：０．１００％以下
Ａｌは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも０．１００％以下にする。
Ａｌは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも０．１００％以下にする。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも０．０１００％以下にする。
Ｎは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも０．０１００％以下にする。
Ｃｒ：３．０％以下
Ｃｒは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも３．０％以下にする。
Ｃｒは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも３．０％以下にする。
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも０．１０％以下にする。
Ｖは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも０．１０％以下にする。
Ｔｉ：０．１０％以下
Ｔｉは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも０．１０％以下にする。
Ｔｉは溶接金属での上限を満たすために、少なくとも０．１０％以下にする。
本発明では、溶接に用いるフラックスは、所望の溶接金属の成分組成を満たすことができれば、溶融型、焼成型などの種類や成分組成は自由に選択してよい。
本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。なお、以下の実施例は本発明の好適な一例を示すものであり、本発明はこの実施例に限定されない。
表１に示す成分組成を有するスラブを連続鋳造で製造し、得られたスラブに表２に示す条件でＴＭＣＰプロセスあるいはＤＱＴプロセスを施して厚鋼板を製造した。得られた厚鋼板を管状に冷間成形し、次いでガスシールドアーク溶接により仮付溶接を行った後に当該管状の突合せ部を管軸方向にサブマージアーク溶接を実施し、溶接鋼管を製造した。
なお、表１、表３および表４中の空欄は、意図的に元素を添加しないことを表しており、元素を含有しない（０％）場合だけでなく、元素を不可避的に含有する場合も含むものとした。表２中の「焼き戻し温度」欄の空欄は、厚鋼板の製造方法としてＴＭＣＰプロセスを実施したことを示すものとした。
サブマージアーク溶接は、表４に示す２電極（２本の溶接ワイヤ）を用い、１パスあたりの溶接入熱を３．５ｋＪ／ｍｍとして行った。開先角度３０°のＸ開先となるように上記突合せ部の溶接予定部に加工を施し、管厚に応じて積層数を変化させた多層溶接を行った。サブマージアーク溶接で使用した溶接ワイヤの成分組成を表３に示した。サブマージアーク溶接に用いたフラックスはすべてＣａＯ－ＣａＦ２－ＳｉＯ２系の高塩基性溶融型フラックスとした。このフラックスのＪＩＳ Ｚ ３１１８に基づく拡散性水素量は４．６ｍｌ／１００ｇであった。
製造した溶接鋼管（溶接継手）の性能を表４に示した。ここでは、溶接鋼管を用いて以下の評価を行ったが、本発明の鋼管杭の評価と同等であると見做してよい。
母材部の管軸方向の降伏強度（ＹＳ）、母材部の管軸方向の引張強度（ＴＳ）および溶接継手の管周方向の引張強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の１２号試験片を採取して評価した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に基づいて実施した。母材部の引張試験片は、溶接継手の溶接部を０°としたとき円周方向９０°位置において、引張方向が管軸方向と平行となるように採取した。溶接継手の引張試験片は、溶接継手の溶接金属の板厚中央位置および幅中央位置から、引張方向が管周方向と平行となるように採取した。
また、溶接金属の成分組成は、管厚方向１／４ｔの位置から切粉を採取して分析した。
また、母材部および溶接金属のシャルピー試験片は、母材部は溶接継手の溶接部を０°としたとき円周方向９０°位置において、管軸方向、１／４ｔの位置から２ｍｍＶノッチ１０×１０試験片を採取し、溶接金属はノッチ位置が溶接金属中央となるように、管周方向、１／２ｔの位置から２ｍｍＶノッチ１０×１０試験片を採取した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２０１８年）に基づいて実施した。試験温度は－１０℃とした。試験片の本数は各３本とし、その平均値を母材部および溶接金属の各吸収エネルギー（Ｊ）とした。なお、上記「管軸方向」とは、「試験片長手方向が管軸方向と平行」であることを指す。
また、耐低温割れ性の評価は、溶接部の欠陥の有無を調査した。具体的には、ＪＩＳ Ｚ３０６０（２０１５年）で超音波探傷試験を行い、溶接金属に割れが認められる場合を、溶接部の欠陥「あり」と評価し、溶接金属に割れが認められない場合を、溶接部の欠陥「なし」と評価した。
表４に示すように、本発明の発明例の範囲内では母材部および溶接金属は目標性能を満足していたが、発明例の範囲外ではいずれか１つ以上の目標性能を満足していなかった。
Claims (3)
- 母材部と管軸方向にサブマージアーク溶接で形成された溶接部とを有する超高強度鋼管杭であって、
前記母材部の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０４～０．１１％、
Ｓｉ：０．５５％以下、
Ｍｎ：１．３０～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
Ｎ：０．００６％以下
を含有し、さらに、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．１００％以下
のうちから選ばれた１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記母材部の成分は、式（１）で規定されるＰｃｍが０．１７０～０．２２０であり、
前記溶接部の溶接金属の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０４～０．１１％、
Ｓｉ：０．２０～０．５５％、
Ｍｎ：１．３０～２．００％、
Ｎｉ：０．５０～５．００％、
Ｍｏ：０．３０～５．００％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０６０％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下
を含有し、さらに、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．０８％以下、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．１００％以下
のうちから選ばれた１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
前記溶接金属の成分は、式（１）で規定されるＰｃｍが０．２００～０．３００であり、かつ式(２)で規定されるＣＳが０．０以上であり、
前記母材部の管軸方向の降伏強度が７００ＭＰａ以上、前記母材部の管軸方向の引張強度が７８０～９３０ＭＰａであり、
溶接継手の管周方向の引張強度が７８０ＭＰａ以上であり、
前記母材部および前記溶接金属は、－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上である、超高強度鋼管杭。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・（１）
ＣＳ＝５．１－３６．３Ｃ－０．６Ｍｎ－Ｎｉ＋１．４Ｍｏ ・・・(２)
ここで、式（１）および式（２）における各元素は含有量（質量％）を表し、含有しない元素は含有量を０とする。 - 請求項１に記載の超高強度鋼管杭の製造方法であって、
前記母材部の成分組成を有する鋼を、１０００～１２５０℃に加熱後、圧延終了温度を６５０～９５０℃とする熱間圧延を行い、次いで５００℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行い、次いで空冷により室温まで冷却して厚鋼板とし、
前記厚鋼板を冷間で管状に成形し、前記管状の突合せ部を管軸方向に、１極の成分組成あるいは複数電極の平均成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１４％、Ｓｉ：０．２０～０．７０％、Ｍｎ：０．７０～２．３０％、Ｎｉ：１．０～１０．０％およびＭｏ：０．５～５．０％を含有する溶接ワイヤとフラックスとを用いて、サブマージアーク溶接を行い、前記溶接金属を形成する、超高強度鋼管杭の製造方法。 - 請求項１に記載の超高強度鋼管杭の製造方法であって、
前記母材部の成分組成を有する鋼を、１０００～１２５０℃に加熱後、圧延終了温度を６５０～９５０℃とする熱間圧延を行い、次いで３００℃未満の冷却停止温度まで加速冷却を行い、次いで３００～６５０℃の焼き戻し温度まで再加熱し、次いで室温まで冷却して厚鋼板とし、
前記厚鋼板を冷間で管状に成形し、前記管状の突合せ部を管軸方向に、１極の成分組成もしくは複数電極の平均成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１４％、Ｓｉ：０．２０～０．７０％、Ｍｎ：０．７０～２．３０％、Ｎｉ：１．０～１０．０％およびＭｏ：０．５～５．０％を含有する溶接ワイヤとフラックスとを用いて、サブマージアーク溶接を行い、前記溶接金属を形成する、超高強度鋼管杭の製造方法。
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