CN101652492B

CN101652492B - 具有耐低温龟裂性优异的焊接金属的高强度焊接钢管及其制造方法

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Publication number: CN101652492B
Application number: CN200880010554.2A
Authority: CN
Inventors: 早川直哉; 川端文丸; 阪口修一; 冈津光浩; 太田诚; 西山繁树; 长谷薰; 石崎圭人
Original assignee: Kobe Steel Ltd; NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; Kobe Steel Ltd; JFE Engineering Corp
Priority date: 2007-03-28
Filing date: 2008-03-19
Publication date: 2012-10-03
Anticipated expiration: 2028-03-19
Also published as: RU2009139659A; EP2130937A1; EP2130937B1; US8124247B2; EP2130937A4; JP5202862B2; RU2434070C2; JP2008240096A; CA2681747C; US20100119861A1; WO2008123329A1; CN101652492A; CA2681747A1

Abstract

本发明提供具有耐低温龟裂性和低温韧性优异的焊接金属、拉伸强度为800MPa以上的高强度焊接钢管。高强度焊接钢管，其中从内面和外面两侧一层一层地进行埋弧焊接而制造的焊接钢管的母材和焊接金属的拉伸强度均为800MPa以上，焊接金属含有C：0.04～0.09质量％、Si：0.32～0.50质量％、Mn：1.4～2.0质量％、Cu：小于0.5质量％、Ni：超过0.9质量％且为4.2质量％以下、Mo：0.4～1.5质量％、Cr：小于0.5质量％、V：小于0.2质量％，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质，同时由焊接金属的成分通过CS＝5.1+1.4[Mo]-[Ni]-0.6[Mn]-36.3[C]计算的CS值在内面侧和外面侧均满足0以上。

Description

具有耐低温龟裂性优异的焊接金属的高强度焊接钢管及其制造方法

技术领域

本发明涉及天然气或原油的输送中使用的管线管用高强度钢管，特别是涉及在高强度化中成为问题的焊接金属的耐龟裂性优异、焊接金属的韧性优异的高强度钢管。

背景技术

近年来，输送天然气或原油使用的管线管为了达成高压化所带来的运输效率的提高或薄化所带来的现场焊接施工效率的提高，有强度逐年提高的趋势。近年来，开始具体要求拉伸强度超过800MPa的管线管。

在管线管的缝焊中通常使用埋弧焊接，但这种超过800MPa的高强度钢管线管的缝焊中会发生焊接金属的低温龟裂。已知在HT80以上的高强度钢的焊接中具有发生低温龟裂的问题，一般通过减少焊接材料的氢量、预热或后热、焊道间温度管理这种用于氢扩散的热处理，防止低温龟裂。

例如，专利文献1公开了规定焊接部焊接后至冷却至100℃的时间，通过进行后热来防止焊接部龟裂的方法。但是，在管线管的缝焊中实施预热和后热时，会极端损害管线管的生产效率，因此为了在工业上制造高强度管线管，极为重要的是不进行预热、后热即可防止缝焊金属的低温龟裂。

作为防止低温龟裂的方法，例如专利文献2提出了使内面焊接金属中的残留奥氏体为1％以上来防止低温龟裂的方法。但是，即使在高强度化至800MPa以上的焊接金属中残留奥氏体为1％以上，也无法完全地抑制龟裂。

另外，专利文献3中提出了通过使焊接金属的Ms点为375℃以下，利用变态膨胀所产生的拉伸应力缓和，防止焊接金属的低温龟裂的方法。但是，由于该方法的主旨在于降低焊接金属的Ms点，因此使得对低温龟裂敏感的马氏体组织的比例增加，不仅有时Ms点的降低未必有效，而且具有损害低温韧性的问题。

为了使焊接金属高强度化至800MPa以上，马氏体组织的活用不可欠缺。例如，专利文献4公开了为了进行高强度化、制成马氏体-贝氏体等低温变态组织的内容。含有这种马氏体组织的内面焊接金属由于外面的焊接热所产生的回火效果，韧性恢复，因此在却贝试验的切口位置含有内外面的重叠部时，较易确保焊接金属的韧性。但是，当为外面焊接金属时，由于未受到其他焊接热所产生的回火，因此产生未回火的组织(所谓的新鲜马氏体组织)。已知新鲜马氏体由于韧性低、且氢脆化敏感性高，确保未受该加热的外面焊接金属的韧性成为问题。

专利文献1：日本专利第3726721号公报

专利文献2：日本特开2002-115032号公报

专利文献3：日本专利第3582461号公报

专利文献4：日本专利第3519966号公报

发明内容

本发明的目的在于提供具有耐低温龟裂性优异的焊接金属和低温韧性优异的焊接金属、拉伸强度为800MPa以上的高强度钢管。

本发明人对抑制800MPa以上高强度钢管中成为问题的焊接金属的低温龟裂和提高低温韧性进行了深入研究。结果不对焊接部进行预热或后热等热处理即可抑制焊接部的低温龟裂，得到具有低温韧性优异的焊接金属的高强度钢管。

即，本发明为一种具有低温韧性和耐低温龟裂性优异的焊接金属的高强度焊接钢管，其中，从内面和外面两侧一层一层地进行埋弧焊接而制造的焊接钢管的母材和焊接金属的拉伸强度均为800MPa以上，所述焊接金属含有C：0.04～0.09质量％、Si：0.30～0.50质量％、Mn：1.4～2.0质量％、Cu：小于0.5质量％、Ni：超过0.9质量％且为4.2质量％以下、Mo：0.4～1.6质量％、Cr：小于0.3质量％、V：小于0.2质量％，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质，同时由上述焊接金属成分通过下述(1)式计算的CS值在内面侧和外面侧均为0以上。

CS＝5.1+1.4[Mo]-[Ni]-0.6[Mn]-36.3[C]…(1)

[Mo]：焊接金属的Mo含量(质量％)

[Ni]：焊接金属的Ni含量(质量％)

[Mn]：焊接金属的Mn含量(质量％)

[C]：焊接金属的C含量(质量％)

另外，本发明为焊接金属的耐低温龟裂性优异的高强度焊接钢管的制造方法，其使用含有C：0.01～0.14质量％、Si：0.25～0.7质量％、Mn：0.7～2.3质量％、Cu：小于1.0质量％、Ni：2.0～10.0质量％、Mo：0.8～3.8质量％、Cr：小于0.7质量％、V：小于0.4质量％的焊丝和熔炼焊剂，从拉伸强度为800MPa以上的母材的内面和外面两侧一层一层地进行埋弧焊接，使得由焊接金属的成分通过上述(1)式计算的CS值在内面侧和外面侧均为0以上。

本发明的高强度焊接钢管的制造方法中，优选母材含有C：0.03～0.12质量％、Si：0.01～0.5质量％、Mn：1.5～3.0质量％、Al：0.01～0.08质量％、Nb：0.01～0.08质量％、Ti：0.0005～0.024质量％、N：0.001～0.01质量％、O：0.004质量％以下、S：0.002质量％以下、Ca：0.0005～0.01质量％，且含有Cu：0.01～1.3质量％、Ni：0.1～3.0质量％、Mo：0.01～1.0质量％、Cr：0.01～1.0质量％和V：0.01～0.1质量％中的至少1种，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质。

本发明的高强度焊接钢管中，优选母材含有C：0.03～0.12质量％、Si：0.01～0.5质量％、Mn：1.5～3.0质量％、Al：0.01～0.08质量％、Nb：0.01～0.08质量％、Ti：0.0005～0.024质量％、N：0.001～0.01质量％、O：0.004质量％以下、S：0.002质量％以下、Ca：0.0005～0.01质量％，且含有Cu：0.01～1.3质量％、Ni：0.1～3.0质量％、Mo：0.01～1.0质量％、Cr：0.01～1.0质量％和V：0.01～0.1质量％中的至少1种，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质。

通过本发明可以不进行预热或后热等热处理即可防止缝焊金属的横裂，可获得耐低温龟裂性和焊接金属的韧性优异的拉伸强度超过800MPa的高强度钢管。

附图说明

图1为表示CS值与焊接金属龟裂的关系的曲线。

图2为表示却贝试验片的采集位置的截面图。

具体实施方式

作为高强度钢的埋弧焊接用材料，一般使用烧成形焊剂。其原因在于，由于易于达到焊接金属的低氢化以及使焊剂为高碱性，因此具有易于达到焊接金属的高韧性化的优点。但是，烧成形焊剂由于粒强度低，因此容易粉化，难以重复使用或进行焊剂的压送。另外，由于容易吸湿，因此干燥管理麻烦，而且具有焊透度低的性质，因而一般不会用作UOE钢管或螺旋钢管的埋弧焊接材料。

因此，本发明的目的在于提供即使使用有时扩散性氢量稍高于烧成形焊剂的熔炼焊剂，焊接金属也不发生低温龟裂的低温韧性优异的焊接钢管及其造管方法。本发明中设想的熔炼焊剂的氢量最高为5cc/100g。

UOE钢管如下制造：进行U成型和0成型成形为圆形后，使端部对接，从外面侧进行定位焊后，将内面侧进行1层埋弧焊接，之后将外面侧进行1层埋弧焊接，然后通过扩管修整形状，从而制造。为高强度钢管时，在焊接金属上产生横裂成为制造上的大问题。龟裂主要发生在内面焊接金属上，在外面焊接金属中也会出现，但龟裂基本与内面焊接金属连接。进一步详细地观察龟裂的结果可知，龟裂基本上发生自外面焊接金属的正下面、受到热影响的内面焊接金属。例外地，有时在外面焊接金属的内部产生1mm左右的小横裂。

由断面分析结果可知，这些龟裂为低温龟裂(氢脆化龟裂)。本发明人对防止该低温龟裂进行了深入研究，结果发现龟裂与焊接金属的凝固形态有密切关系。

为了使以凝固状态直接使用的焊接金属高强度化，必须添加C、Mn、Ni、Cr或Mo等强化元素，为了获得800MPa以上的强度，Pcm达到0.25质量％以上成为标准。如此，对于大量添加有合金元素的焊接金属，即使焊接金属的强度相等，也有发生显著横裂的情况和完全不发生龟裂的情况。详细研究的结果为，发生龟裂时，相比较于铁-碳2元体系状态图的包晶点更处于高碳侧、即凝固初晶为铁素体，经过液相+铁素体相+奥氏体相的3相凝固状态，最终凝固形态成为液相+奥氏体相。另一方面，不发生龟裂时，虽然初晶铁素体相同，但最终凝固形态为液相+铁素体相+奥氏体相的3相凝固。即，发生低温龟裂时，最终凝固相中没有铁素体相。已知在软钢或50千级钢(キロクラス)中，最终凝固形态成为液相+奥氏体相的是C为0.12质量％以上，一般焊接金属的C设计为0.10质量％以下，因此最终凝固形态基本不会成为液相+奥氏体相，但当成为超过800MPa的高强度钢时，由于高强度化，C、Mn、Ni等奥氏体稳定化元素增加，因而即使是C少的情况，也多会发生最终凝固相变为液相+奥氏体相的情况，此时，在焊接金属中发生横裂。

这种焊接金属的凝固形态可以通过使奥氏体稳定化元素与铁素体稳定化元素的添加量取得平衡进行控制。具体地说，通过成为以下CS值满足0以上的化学组成，可以在最终凝固相中稳定地析出铁素体相。

CS＝5.1+1.4[Mo]-[Ni]-0.6[Mn]-36.3[C]…(1)

[Mo]：焊接金属的Mo含量(质量％)

[Ni]：焊接金属的Ni含量(质量％)

[Mn]：焊接金属的Mn含量(质量％)

[C]：焊接金属的C含量(质量％)

即，通过使焊接金属的化学组成为上述范围，可以防止高强度焊接金属的横裂。图1表示CS值与焊接金属内表面龟裂数的关系。图1示出了内表面龟裂数(即内面侧焊接金属的表面龟裂)，但外面侧的焊接金属也显示相同的倾向。由图1可知，在CS≥0的范围不发生焊接金属的龟裂。

该CS值所示为利用平衡计算获得的Fe-C模拟二元体系状态图的包晶点，更详细地说相比较于利用计算求得的包晶点稍向正侧、即铁素体凝固侧偏移的点。这是考虑到作为非平衡反应的焊接金属的凝固形态、考虑到浓度变化所导致的包晶点变化，龟裂被完全抑制的点。

推测可以防止龟裂的理由如下所述。即，P、S等杂质固溶于铁素体相，但难以固溶于奥氏体相。因此，当最终凝固形态不含铁素体相时，P、S等杂质浓化于液相，作为最终凝固部在奥氏体晶界处偏析。横裂的断面的主体为晶界龟裂，由于杂质的偏析晶界强度降低，发生横裂。另一方面，当最终凝固相含有铁素体相时，由于杂质固溶于铁素体相，因此抑制杂质向最终凝固部的浓化。进而，由于凝固时的固相为铁素体相主体，在之后的冷却过程中铁素体相扩散变态于奥氏体相，因此会发生晶界移动，大量含有杂质的最终凝固部与奥氏体晶界变得一致。认为由于这种原因防止了横裂。当CS值为负时，焊接金属的韧性也变差。此结果与上述杂质的晶界偏析说不相矛盾。

在求得CS值的公式中，1500℃以上高温下作为铁素体稳定化元素的Mo取+号，作为奥氏体稳定化元素的C、Ni、Mn取-号。

在不锈钢焊接金属的凝固模式控制中，作为Cr当量等处理的代表性铁素体稳定化元素的Cr在至多1～2质量％左右的添加量下，作为凝固形态分歧点的包晶点基本不会变化，因此在CS值的计算式中没有必要考虑。但是，Cr起到形成晶界碳化物、使耐低温龟裂性变差的作用。进而，Cr与Mo不同，在1000℃以下的温度下作为奥氏体稳定化元素起作用、在发生贝氏体变态的500℃附近作为强奥氏体稳定化元素起作用，因此添加0.3质量％以上时，抑制焊接金属的贝氏体变态，马氏体组织增加，因而有损外面焊接金属的韧性。但是，为少量时，由于提高焊接金属的强度而有效。因此，必须使Cr小于0.3质量％。

焊接金属的C必须为0.04～0.09质量％。小于0.04质量％时，焊接金属的强度不足，同时发生高温龟裂。超过0.09质量％时，在焊接金属中碳化物增多、韧性变差。或者，马氏体韧性也变差。优选为0.05～0.07质量％。

Si有促进P、S偏析的作用，因此不仅促进龟裂的发生，而且由于延迟了C的扩散，因此虽然是铁素体稳定化元素，但稳定化了奥氏体，促进马氏体的生长，使焊接金属的韧性变差。因此，必须为0.50质量％以下。过少时，焊接金属中的氧量高、有损害韧性的可能，因而必须为0.30质量％以上。

Mn必须为1.4质量％～2.0质量％。Mn不仅促进P的凝固偏析、促进龟裂的发生，而且由于提高叠层缺陷能量，因此800℃以下的奥氏体稳定化效果显著。因而，抑制贝氏体变态，容易产生马氏体，大量添加会使焊接金属的韧性变差。因此，添加量必须为2.0质量％以下。但是，少于1.4质量％时，焊接金属的氧量高、有损害韧性的可能，因此必须添加1.4质量％以上。优选为1.5～1.8质量％。

Cu必须小于0.5质量％。Cu不仅使液相线和固相线间的温度范围变宽、促进高温龟裂的发生，而且还具有提高低温龟裂敏感性的作用。因而必须小于0.5质量％。

Ni提高高强度钢的低温韧性，因此是重要的元素。与Mn不同，由于降低叠层缺陷能量，因而奥氏体难以在机械上稳定化，确保了延展性。因而，为了提高韧性，必须添加超过0.9质量％。优选添加2.0质量％以上。但是，为了使奥氏体在化学上稳定而大量添加时，在最终凝固相中析出铁素体相，发生低温龟裂。因此，必须一边取得Mo、C、Mn的平衡一边进行添加使得CS值不为负。作为其上限，约4.2质量％为上限。

Mo作为铁素体稳定化元素，是对于控制焊接金属的凝固形态极为重要的元素，且具有使奥氏体不稳定、在焊接金属微组织中产生贝氏体、提高韧性的极为重要的作用。因此，必须至少添加0.4质量％以上。另一方面，超过1.6质量％时，特别是损害外面焊接金属的韧性。因此，必须为0.4～1.6质量％。

V有助于焊接金属的高强度化，但添加0.2质量％以上时，特别是损害外面焊接金属的韧性，因此必须小于0.2质量％。

另外，优选P、S等杂质少，杂质的减少与成本呈权衡(trade off)关系。本发明中，P为0.016质量％以下、S为0.006质量％以下时，可获得本发明的效果。

为了焊接时的精炼，还可以在焊接金属中含有Al、Ti、Nb、B等元素。焊接金属的氧量优选为0.01～0.04质量％的范围，优选氮量少、优选为0.010质量％以下。

接着说明焊丝成分的限定理由。

对于C，为了获得焊接金属所必需的C量范围，考虑到母材稀释和来自大气的量，为0.01～0.14质量％。

对于Si，为了获得焊接金属所必需的C量范围，考虑到母材稀释和焊剂中的SiO₂的还原，为0.25～0.7质量％。

对于Mn，为了获得焊接金属所必需的Mn量范围，考虑到母材稀释和由于脱酸所导致的消耗损失，为0.7～2.3质量％。

对于Cu，为了获得焊接金属所必需的Cu量范围，为小于1.0质量％。

对于Ni，为了获得焊接金属所必需的Ni量范围，为2.0～10.0质量％。

对于Mo，为了获得焊接金属所必需的Mo量范围，为0.8～3.8质量％。

对于Cr，为了获得焊接金属所必需的Cr量范围，为小于0.7质量％。

对于V，为了获得焊接金属所必需的V量范围，为小于0.4质量％。

焊丝的P、S当然优选少，但作为焊丝，为了获得本发明的效果，优选P为0.016质量％以下、S为0.006质量％以下。

其他焊接金属中可含有的元素也可含有在焊丝中。焊接一般用多个电极进行。因此，没有必要使得各个焊丝为上述成分范围，由各电极焊丝的成分和熔融量构成的平均组成在上述范围内即可。焊丝的平均组成使焊丝的熔融量与各电极焊接电流成比例而求得。

接着，说明母材成分的限定理由。

C在低温变态组织中通过过饱和固溶而有助于强度提高。为了获得该效果，必须含有0.03质量％以上，但其量超过0.12质量％时，当加工成管时，管的圆周焊接部的硬度提高明显，容易发生焊接低温龟裂。因此，使C含量为0.03～0.12质量％。

Si作为脱酸材料发挥作用，而且是通过固溶强化增加钢材强度的元素，其量小于0.01质量％时，无法获得其效果，超过0.5质量％时，韧性明显降低。因此，使Si含量为0.01～0.5％。

Mn作为淬硬性提高元素发挥作用。其效果在其量为1.5质量％以上时发挥，但在连续铸造过程中中心偏析部的浓度提高显著，超过3.0质量％时，成为偏析部的延迟破坏的原因。因此，使Mn含量为1.5～3.0质量％的范围。

Al作为脱酸材料发挥作用。其含量为0.01质量％以上时可获得充分的脱酸效果，但超过0.08质量％时钢中的纯度降低，成为韧性变差的原因。因此，使Al含量为0.01～0.08质量％。

Nb具有扩大热轧时的奥氏体未再结晶区域的效果，特别是由于使950℃以下为未再结晶区域，因此含有0.01质量％以上。但是，其量超过0.08质量％时，会显著损害焊接时的HAZ和焊接金属的韧性。因此，使Nb的含量为0.01～0.08质量％。

Ti除了形成氮化物、对减少钢中的固溶N量有效，而且通过利用析出的TiN的销住作用(ピンニング効果)抑制奥氏体粒子的粗大化，有助于提高母材、HAZ的韧性。为了获得必要的销住作用，必须使其含量为0.0005质量％以上，但超过0.024质量％时，则形成碳化物，由于其所导致的析出固化，韧性显著变差。因此，使Ti含量为0.0005～0.024质量％。

N通常作为钢中的不可避免的杂质存在，通过如上所述添加Ti，形成抑制奥氏体粒子粗大化的TiN。为了获得必要的销住作用，其含量必须为0.001质量％以上，但超过0.01质量％时，由于在焊接部、特别是熔融线附近被加热至1450℃以上的HAZ，TiN分解，固溶N的不良影响变得明显，因而使N含量为0.001～0.01质量％。

由于Cu、Ni、Cr、Mo、V均作为淬硬性提高元素发挥作用，因此以高强度化为目的，按照以下所述范围含有这些元素的一种或两种以上。

Cu为0.01质量％以上时，有助于提高钢的淬硬性。但是，超过1.3质量％含有时，焊接金属中的Cu量增高，发生焊接金属的高温龟裂。因而，添加Cu时，使其含量为0.01～1.3质量％。

Ni添加0.1质量％以上时，有助于提高钢的淬硬性。特别是，即使大量添加韧性也不会变差，因此对强韧化有效，但其为昂贵的元素、且超过3质量％时效果饱和。因而，添加Ni时，使其含量为0.1～3质量％。

Cr也在含有0.01质量％以上时有助于提高钢的淬硬性，但超过1.0质量％时韧性变差。因而，添加Cr时，使其含量为0.01～1.0质量％。

Mo也在含有0.01质量％以上时有助于提高钢的淬硬性，但超过1.0质量％时韧性变差。因而，添加Mo时，使其含量为0.01～1.0质量％。

V通过形成碳氮化物而析出强化，特别有助于防止HAZ的软化。其效果可在0.01质量％以上时获得，但超过0.1质量％时，析出强化明显，韧性降低。因此，添加V时，使其含量为0.01～1.0质量％。

在制钢过程中，当Ca含量小于0.0005质量％时，由于脱酸反应起支配作用，难以确保CaS、无法获得韧性改善效果；另一方面，超过0.01质量％时，容易生成粗大CaO，包括母材在内韧性降低，而且成为钢包喷嘴堵塞的原因，阻碍生产性。因此，使Ca含量为0.0005～0.01质量％。

本发明中，O、S为不可避免的杂质，规定含量的上限。O的含量从抑制生成粗大、对韧性有不良影响的夹杂物的观点出发，为0.004质量％以下。

另外，通过添加Ca，抑制MnS的生成，但S的含量多时，即使是利用Ca的形态控制也无法完全抑制MnS，因此S的含量为0.002质量％以下。

将具有上述成分的钢板成形为管状后，在将对接部进行定位焊后，使用本发明记载的焊接材料按照内部焊接、外面焊接的顺序进行焊接，实施扩管率2％以内的扩管，从而可获得耐低温龟裂性和焊接部韧性优异的高强度钢管。

实施例

利用U成型和O成型将表1所示钢板成形为管状，进而利用气体保护弧焊进行点固焊后，在内外面一层一层地实施埋弧焊接。将埋弧焊接中使用的焊丝成分示于表2。在钢板B和E中，钢材的S量高，无法获得200J以上的充分的却贝冲击值。

表2

将这些钢板和焊丝进行各种组合，使用4电极焊接实施内外面的两面1层焊接。表3、4示出焊接条件。埋弧焊接所使用的焊剂使用CaO-CaF₂-SiO₂系的高碱性熔炼焊剂该焊接的基于JISZ3118的扩散性氢量为4.6cc/100g。

表3

表4

使用这些母材和焊接材料实施4电极埋弧焊接，将所得焊接金属的化学组成和特性示于表5、6。表7示出焊丝的平均组成。焊丝的平均组成为所适用的各电极焊丝组成乘以各电极的电流值、相加、再除以各电极电流总和所得。予以说明，No.20的实施中，实施2电极埋弧焊接。焊接条件是内面侧为第1电极：920A-36V、第2电极：690A-44V、焊接速度：1.1m/分钟，外面侧为第1电极：1000A-36V、第2电极：750A-45V、焊接速度：1.0m/分钟。

表7

No.9～14、16、18～20为本发明的例子。CS值确保为0以上，未见焊接金属的低温龟裂。予以说明，作为龟裂的确认方法，在焊接后放置72小时，在焊道上在焊接线方向和焊接线垂直方向上进行超声波探伤试验，检查有无龟裂，同时由于龟裂多见于焊接金属表面，因此使用磁粉探伤试验检查表面龟裂。将使用超声波探伤试验和磁粉探伤试验未见龟裂发生的情况作为○、使用超声波探伤试验和/或磁粉探伤试验确认龟裂发生的情况作为×，示于表5。

作为比较例1的No.1中，焊接金属的Cr高，焊接金属的韧性变差。焊接金属的韧性使用却贝冲击试验进行研究。将却贝试验片的采集位置示于图2。

作为比较例2的No.2中，由于Ni高，因此CS值大大向负偏移、发生明显的低温龟裂。虽然龟裂多发生于内面焊道，但在外侧面也观察到到达与内面侧相连接的外表面的龟裂和滞留于焊道内的1mm左右的小龟裂。另外，No.2中在CS值为负的同时，焊接金属的Si降低，焊接金属的却贝吸收能量对于内外面焊接金属来说均差。另外，当发生焊接焊道横裂时，无法实施拉伸试验和却贝试验，因此通过在焊接后在200℃下实施2小时的后热处理，抑制横裂，实施机械试验。

No.3中，焊丝的C高，焊接金属的C增高、CS值变负、焊接金属发生龟裂，同时焊接金属的Si、Cr高、特别是外面侧焊接金属的却贝吸收能量变差。

No.4中，各个焊接金属的成分虽为本发明的范围内，但由于CS值为负，因此焊接金属发生低温龟裂。为了防止低温龟裂，不仅需要焊接金属组成满足各成分的范围，而且要求CS值为0以上。

No.5中，CS值为正，焊接金属的低温龟裂得到抑制。但是，焊丝的Mo高、焊接金属的Mo变得过高，特别是外面焊接金属的韧性变差。

No.6中，由于焊丝的Mn过量、Mo不足，因此焊接金属的Mn高、Mo低。因此，CS值变负，焊接金属发生横裂，同时焊接金属的韧性降低。

No.7中，由于焊丝的Cu高，因此焊接金属的Cu增高，因此焊接金属发生高温龟裂。由于发生高温龟裂，因此无法实施焊接金属的机械试验。

No.8中，CS值为正、抑制了焊接金属的龟裂。但是，V增高过多，特别是外面焊接金属的韧性变差。

No.15中，由于焊丝的Cr量高，因此焊接金属的Cr增加，焊接金属的韧性变差。

No.17中，由于焊丝的Si低，焊接金属的Si降低，因此焊接金属的韧性变差。

No.21中，焊接金属的C降低，焊接金属发生高温龟裂。

No.22中，焊接金属的Ni降低、焊接金属的韧性变差。

Claims

1.一种具有耐低温龟裂性优异的焊接金属的高强度焊接钢管，其特征在于，从内面和外面两侧一层一层地进行埋弧焊接而制造的焊接钢管的母材和焊接金属的拉伸强度均为800MPa以上，所述焊接金属含有C：0.04～0.09质量％、Si：0.30～0.50质量％、Mn：1.4～2.0质量％、Cu：小于0.5质量％、Ni：3.23～4.2质量％、Mo：0.4～1.6质量％、Cr：小于0.3质量％、V：小于0.2质量％，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质，同时由上述焊接金属的成分通过下述式(1)计算的CS值在内面侧和外面侧均为0以上，

CS＝5.1+1.4[Mo]-[Ni]-0.6[Mn]-36.3[C]...(1)

[Mo]：焊接金属的Mo含量(质量％)，

[Ni]：焊接金属的Ni含量(质量％)，

[Mn]：焊接金属的Mn含量(质量％)，

[C]：焊接金属的C含量(质量％)，

所述母材含有C：0.03～0.12质量％、Si：0.01～0.5质量％、Mn：1.5～3.0质量％、Al：0.01～0.08质量％、Nb：0.01～0.08质量％、Ti：0.0005～0.024质量％、N：0.001～0.01质量％、O：0.004质量％以下、S：0.002质量％以下、Ca：0.0005～0.01质量％，且含有Cu：0.01～1.3质量％、Ni：0.1～3.0质量％、Mo：0.01～1.0质量％、Cr：0.01～1.0质量％和V：0.01～0.1质量％中的至少1种，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的具有耐低温龟裂性优异的焊接金属的高强度焊接钢管的制造方法，其特征在于，用于多个电极的焊丝的平均组成含有：C：0.01～0.14质量％、Si：0.25～0.7质量％、Mn：0.7～2.3质量％、Cu：小于1.0质量％、Ni：2.0～10.0质量％、Mo：0.8～3.8质量％、Cr：小于0.7质量％、V：小于0.4质量％，使用熔炼焊剂，从母材的内面和外面两侧一层一层地进行埋弧焊接，使由焊接金属的成分通过下述式(1)计算的CS值在内面侧和外面侧均为0以上，

CS＝5.1+1.4[Mo]-[Ni]-0.6[Mn]-36.3[C]...(1)

[Mo]：焊接金属的Mo含量(质量％)，

[Ni]：焊接金属的Ni含量(质量％)，

[Mn]：焊接金属的Mn含量(质量％)，

[C]：焊接金属的C含量(质量％)，

所述母材含有C：0.03～0.12质量％、Si：0.01～0.5质量％、Mn：1.5～3.0质量％、Al：0.01～0.08质量％、Nb：0.01～0.08质量％、Ti：0.0005～0.024质量％、N：0.001～0.01质量％、O：0.004质量％以下、S：0.002质量％以下、Ca：0.0005～0.01质量％，且含有Cu：0.01～1.3质量％、Ni：0.1～3.0质量％、Mo：0.01～1.0质量％、Cr：0.01～1.0质量％和V：0.01～～0.1质量％中的至少1种，剩余部分包含Fe和不可避免的杂质。