JP2007044710A - Method for manufacturing uo-formed steel pipe having excellent low temperature cracking resistance, and uo-formed steel pipe - Google Patents

Method for manufacturing uo-formed steel pipe having excellent low temperature cracking resistance, and uo-formed steel pipe Download PDF

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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a method for manufacturing a UO-formed steel pipe, which method can prevent low temperature cracks caused in a weld metal in the seam welding portion of the UO-formed steel pipe without imposing any restrictions on the chemical composition of the weld metal, and further without lowering the efficiency of a manufacturing process. <P>SOLUTION: In the seam welding portion of the UO-formed steel pipe formed by a preceding seam welding operation and the following seam welding operation, the upper limit of the amount of diffusible hydrogen in the preceding seam welding portion is restricted, and also a tensile stress caused in the weld metal in the preceding seam welding is reduced by specifying a ratio W2/W1 so as to satisfy the following expressions: 0.6≤W2/W1≤0.8 or 1.2≤W2/W1≤2.5, where W1 shows the thickness of the weld metal in the preceding seam welding, and W2 shows the thickness of the weld metal in the following seam welding. <P>COPYRIGHT: (C)2007,JPO&INPIT

Description

本発明は、天然ガス・原油輸送用ラインパイプ等に用いられる、引張強度が850MPa以上1200MPa以下の鋼板を円筒状に成形した後に、その鋼板の突き合わせ部を引張強度が850MPa以上1200MPa以下の溶接金属を用いて突き合わせ部の内外面両側から各々1層づつ順番にシーム溶接をした後、拡管あるいは縮管などの矯正して製造するUO鋼管において、シーム溶接部に低温割れのないUO鋼管の製造方法とその製造方法により製造されたUO鋼管に関するものである。   The present invention relates to a weld metal having a tensile strength of 850 MPa or more and 1200 MPa or less after forming a steel plate having a tensile strength of 850 MPa or more and 1200 MPa or less used in a natural gas / crude oil transportation line pipe or the like into a cylindrical shape. For UO steel pipes that are manufactured by straightening seam welding one layer at a time from both the inner and outer surfaces of the butted part and then correcting or expanding the pipe, etc. And a UO steel pipe manufactured by the manufacturing method thereof.

天然ガス等を輸送するラインパイプ用の大型サイズの鋼管として、一般にはUO鋼管が使用される。UO鋼管は、鋼板をU型に成形した後、さらにO型に成形して円筒状に成形し、その突き合わせ部を溶接によりつなぎあわせて円筒の鋼管とする。この溶接を一般にはシーム溶接と呼ぶ。この突き合わせ部の溶接には溶接速度が速く、かつ溶接部の品質も良好なサブマージアーク溶接が使用される。しかし、それ以外にガスシールドアーク溶接やレーザービーム溶接を使用しても問題がない。また、一般には、円筒状に成形された鋼管の内面から先ず先行するシーム溶接を行い、その後外面から後続するシーム溶接を行うことにより内面側および外面側から各々1層ずつ溶接を行いシーム溶接を完了するが、逆の順番で外面から先行するシーム溶接を行い、内面から後続するシーム溶接を行うこともできる。さらに、一般には、先行するシーム溶接に先立ち、円筒状に成形した鋼板の突き合わせ部を、ガスシールド溶接等により予め仮止めの溶接を行う。この際には、一般に仮止めの溶接部はシーム溶接により溶融され、最終的なシーム溶接部には残らない。   UO steel pipe is generally used as a large-sized steel pipe for a line pipe that transports natural gas or the like. A UO steel pipe is formed into a cylindrical shape by forming a steel sheet into a U shape, further forming an O shape into a cylindrical shape, and joining the butted portions by welding. This welding is generally called seam welding. For the welding of the butt portion, submerged arc welding having a high welding speed and good weld quality is used. However, there is no problem if gas shield arc welding or laser beam welding is used. Also, generally, the first seam welding is performed from the inner surface of the cylindrically formed steel pipe, and then the subsequent seam welding is performed from the outer surface, thereby welding one layer each from the inner surface side and the outer surface side to perform seam welding. Although complete, it is also possible to perform the preceding seam welding from the outer surface in the reverse order and the subsequent seam welding from the inner surface. Furthermore, generally, prior to seam welding, a butt portion of a steel plate formed into a cylindrical shape is preliminarily welded in advance by gas shield welding or the like. At this time, generally, the temporarily welded portion is melted by seam welding and does not remain in the final seam welded portion.

以上の様にして円筒に成形・溶接された鋼管は、さらに拡管あるいは縮管などの矯正加工を施して最終的に製品としてのUO鋼管が製造される。そのため、UOE鋼管と呼ばれることもある。   The steel pipe formed and welded into the cylinder as described above is further subjected to straightening processing such as expansion or contraction, and finally a UO steel pipe as a product is manufactured. Therefore, it is sometimes called UOE steel pipe.

従来では、X65やX80グレード(米国石油協会規格、API規格)のものが使用されてきたが、近年輸送効率の向上、ラインパイプの建設コストの低減あるいは輸送コストの低減を目的として、母材の引張強度が850MPa以上のX100からX120級の高強度のUO鋼管の開発が進められている。   Conventionally, X65 and X80 grades (American Petroleum Institute Standards, API Standards) have been used, but in recent years, for the purpose of improving transportation efficiency, reducing line pipe construction costs or transportation costs, Development of a high-strength UO steel pipe with a tensile strength of 850 MPa or more, from X100 to X120, is in progress.

これらの高強度UO鋼管のシーム溶接に使用される溶接金属は当然母材と同等以上の引張強度を有する事が要求されるため高強度の溶接金属が採用される。   Since the weld metal used for seam welding of these high-strength UO steel pipes is naturally required to have a tensile strength equal to or higher than that of the base metal, a high-strength weld metal is employed.

しかし、高強度の溶接金属では溶接後に溶接金属の硬さ、溶接金属に含まれる拡散性水素及び溶接時に溶接部に発生する引張の溶接残留応力の3者により起こる低温割れが発生する。そのため、高強度UO鋼管のシーム溶接部にも低温割れが発生する。   However, a high-strength weld metal causes low-temperature cracking caused by three factors: the hardness of the weld metal, the diffusible hydrogen contained in the weld metal, and the tensile weld residual stress generated in the weld during welding. Therefore, low temperature cracking also occurs in the seam welded portion of the high-strength UO steel pipe.

このような低温割れの問題に対しては、例えば特許文献1では使用する溶接金属の化学組成、溶接金属の化学組成から計算により得られるPcmおよび、溶接金属部の100℃までの冷却時間をPcmと拡散性水素から計算される冷却時間以上に制限して低温割れ防止する方法が提案されている。   For such a problem of cold cracking, for example, in Patent Document 1, the chemical composition of the weld metal used, Pcm obtained by calculation from the chemical composition of the weld metal, and the cooling time of the weld metal part to 100 ° C. are defined as Pcm. A method for preventing cold cracking by limiting to a cooling time calculated from diffusible hydrogen has been proposed.

また、特許文献2では、溶接金属の引張強度あるいは溶接金属の化学組成から計算により得られる変態温度の上限を375℃以下に制限して低温割れを防ぐ方法が提案されている。   Patent Document 2 proposes a method for preventing cold cracking by limiting the upper limit of the transformation temperature obtained by calculation from the tensile strength of the weld metal or the chemical composition of the weld metal to 375 ° C. or lower.

さらに、特許文献3では、UO鋼管のシーム溶接を終了後、拡散成形するまでの時間を30分以上にすることにより低温割れを防ぐ方法が提案されている。   Furthermore, Patent Document 3 proposes a method for preventing cold cracking by setting the time until diffusion forming to 30 minutes or longer after seam welding of a UO steel pipe is completed.

特開2003−33876号公報JP 2003-33876 A 特開2001−71176号公報JP 2001-71176 A 特開2003−311321号公報JP 2003-313121 A

しかし、特許文献1あるいは特許文献2で開示されている方法は、何れも低温割れを防ぐため制御する必要があるPcmあるいは変態温度は、溶接金属の化学組成で決まり、これは溶接金属の化学組成を設計する上で制限となる。すなわち、溶接金属には強度や低温靭性あるいは変形能等の特性も要求され、溶接金属の化学組成を決める上で、不要の制限を加えるのは好ましくはない。   However, in any of the methods disclosed in Patent Document 1 or Patent Document 2, the Pcm or transformation temperature that needs to be controlled to prevent cold cracking is determined by the chemical composition of the weld metal, which is the chemical composition of the weld metal. It becomes a limit in designing. That is, the weld metal is required to have properties such as strength, low temperature toughness, and deformability, and it is not preferable to add unnecessary restrictions in determining the chemical composition of the weld metal.

また、特許文献1では100℃までの冷却時間をPcmと拡散性水素から計算される冷却時間以上に長くする、また、特許文献3ではシーム溶接後の拡管成形までの時間を30分以上にするなど、何れも製造工程の時間を長くすることになり、これは生産効率の向上が要求される工業生産に適用するには問題がある。   Moreover, in patent document 1, the cooling time to 100 degreeC is lengthened more than the cooling time calculated from Pcm and diffusible hydrogen, and in patent document 3, the time to pipe expansion forming after seam welding is set to 30 minutes or more. In this case, the manufacturing process takes a long time, which is problematic for application to industrial production where improvement in production efficiency is required.

本発明は、溶接金属の化学組成には何ら制限を加えることなく、さらに製造工程においても効率を下げることなく、UO鋼管のシーム溶接部の溶接金属に発生する低温割れを防ぐ製造方法を提供し、また、その製造方法により製造されたUO鋼管を提供するものである。   The present invention provides a manufacturing method for preventing low-temperature cracking that occurs in the weld metal of a seam welded portion of a UO steel pipe without any limitation on the chemical composition of the weld metal and without lowering the efficiency in the manufacturing process. Moreover, the UO steel pipe manufactured by the manufacturing method is provided.

本発明者らは、上記目的を達成するためにUO鋼管のシーム溶接時における低温割れの発生状況を詳細に検討した結果、シーム溶接金属に発生する低温割れは先行するシーム溶接の溶接金属で発生することが判明した。さらに、詳細に検討した結果、先行するシーム溶接の溶接金属に存在する拡散性水素量の上限を規定すると共に、先行するシーム溶接の溶接金属に発生する残留応力を溶接条件あるいは開先形状を制御して低減することによりUO鋼管のシーム溶接部に発生する低温割れを防止できることを見いだした。   In order to achieve the above object, the present inventors have examined in detail the occurrence of cold cracks during seam welding of UO steel pipes. As a result, cold cracks occurring in seam weld metal occur in the weld metal of the preceding seam weld. Turned out to be. Furthermore, as a result of detailed examination, the upper limit of the amount of diffusible hydrogen existing in the weld metal of the previous seam weld is specified, and the residual stress generated in the weld metal of the previous seam weld is controlled in the welding conditions or groove shape. It was found that the low temperature cracking generated in the seam welded portion of the UO steel pipe can be prevented by reducing the amount of the crack.

すなわち、本発明の第1の特徴は、引張強度が850MPa以上1200MPa以下の鋼板を円筒状に成形した後に、その鋼板の突き合わせ部を引張強度が850MPa以上1200MPa以下の溶接金属を用いて鋼板の突き合わせ部の内外面両側から各々1層づつ順番にシーム溶接をした後、拡管あるいは縮管などの矯正加工を施してUO鋼管を製造する方法において、先行するシーム溶接の溶接金属の拡散性水素量が溶接金属100gあたり2.0cc以下であり、かつ先行するシーム溶接の溶接金属の厚さをW1、後続するシーム溶接の溶接金属の厚さをW2とした時、W2/W1を0.6≦W2/W1≦0.8、あるいは1.4≦W2/W1≦2.5に規定してシーム溶接を行うことにより先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する引張応力を低減することを特徴とする耐低温割れ性に優れたUO鋼管製造方法、である。   That is, the first feature of the present invention is that, after a steel sheet having a tensile strength of 850 MPa or more and 1200 MPa or less is formed into a cylindrical shape, the butt portion of the steel sheet is butted using a weld metal having a tensile strength of 850 MPa or more and 1200 MPa or less. In a method of manufacturing a UO steel pipe by performing seam welding in order of one layer each from both the inner and outer surfaces of the part and then performing straightening processing such as expansion or contraction, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam welding is When the thickness of the weld metal of the preceding seam weld is W1 and the thickness of the weld metal of the subsequent seam weld is W2, the ratio of W2 / W1 is 0.6 ≦ W2. /W1≦0.8 or 1.4 ≦ W2 / W1 ≦ 2.5 is generated in the weld metal of the preceding seam welding by performing seam welding. UO steel pipe manufacturing method with excellent low temperature cracking resistance, characterized by reducing the tensile stress is.

本発明の第2の特徴は、引張強度が850MPa以上1200MPa以下の鋼板を円筒状に成形した後に、その鋼板の突き合わせ部を引張強度が850MPa以上1200MPa以下の溶接金属を用いて鋼板の突き合わせ部の内外面両側から各々1層づつ順番にシーム溶接をした後、拡管あるいは縮管などの矯正加工を施してUO鋼管を製造する方法において、先行するシーム溶接の溶接金属の拡散性水素量が溶接金属100gあたり2.0cc以下であり、かつ後続するシーム溶接を実施する際に、先行するシーム溶接の溶接金属表面の最高到達温度をT1、先行するシーム溶接の溶接金属のAc変態温度をAcとする時、T1/Acが0.65≦T1/Ac≦1.2を満足させてシーム溶接を行うことにより先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する引張応力を低減することを特徴とする耐低温割れ性に優れたUO鋼管の製造方法、である。 The second feature of the present invention is that, after a steel sheet having a tensile strength of 850 MPa or more and 1200 MPa or less is formed into a cylindrical shape, the butt portion of the steel sheet is formed by using a weld metal having a tensile strength of 850 MPa or more and 1200 MPa or less. In the method of manufacturing UO steel pipe by performing seam welding in order of one layer each from both the inner and outer surfaces and then performing straightening processing such as expansion or contraction, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam welding is the weld metal 2.0cc or less per 100 g, and in carrying out the subsequent seam welding, preceding the maximum temperature of the weld metal surface of the seam welding T1, the Ac 1 transformation temperature of the weld metal of the preceding seam welding Ac 1 when the seam is preceded by the T1 / Ac 1 performs is satisfied seam welding 0.65 ≦ T1 / Ac 1 ≦ 1.2 Process for producing a superior UO pipes in low-temperature cracking resistance, characterized by reducing the tensile stress generated in the weld metal of the contact is.

本発明の第3の特徴は、引張強度が850MPa以上1200MPa以下の母材部と、内外面両側から各々1層づつのシーム溶接により形成された引張強度が850MPa以上1200MPa以下のシーム溶接部からなるUO鋼管において、先行するシーム溶接により形成された溶接金属中の拡散性水素量が溶接金属100gあたり2.0cc以下であり、かつ先行するシーム溶接により形成された溶接金属の厚さをW1、後続するシーム溶接により形成された溶接金属の厚さをW2とする場合に、0.6≦W2/W1≦0.8、あるいは1.2≦W2/W1≦2.5の関係を満足することを特徴とする耐低温割れ性に優れたUO鋼管、である。   The third feature of the present invention includes a base material portion having a tensile strength of 850 MPa to 1200 MPa and a seam weld portion having a tensile strength of 850 MPa to 1200 MPa formed by seam welding of one layer from each of the inner and outer surfaces. In the UO steel pipe, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal formed by the preceding seam welding is 2.0 cc or less per 100 g of the weld metal, and the thickness of the weld metal formed by the preceding seam welding is W1, followed by When the thickness of the weld metal formed by seam welding is W2, the relationship 0.6 ≦ W2 / W1 ≦ 0.8 or 1.2 ≦ W2 / W1 ≦ 2.5 is satisfied. It is a characteristic UO steel pipe excellent in cold cracking resistance.

本発明の第4の特徴は、引張強度が850MPa以上1200MPa以下の母材部と、内外面両側から各々1層づつのシーム溶接により形成された引張強度が850MPa以上1200MPa以下のシーム溶接部からなるUO鋼管において、先行するシーム溶接により形成された溶接金属中の拡散性水素量が溶接金属100gあたり2.0cc以下であり、かつ先行するシーム溶接により形成された溶接金属の厚さをW1、先行するシーム溶接により形成された溶接金属内において、後続するシーム溶接により形成された溶接熱影響部の幅をfとする場合に、0.1≦f/W1≦1.0の関係を満足することを特徴とする耐低温割れ性に優れたUO鋼管、である。   The fourth feature of the present invention consists of a base material portion having a tensile strength of 850 MPa to 1200 MPa, and a seam weld portion having a tensile strength of 850 MPa to 1200 MPa formed by seam welding of one layer from each of the inner and outer surfaces. In a UO steel pipe, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal formed by the preceding seam welding is 2.0 cc or less per 100 g of the weld metal, and the thickness of the weld metal formed by the preceding seam welding is W1. Satisfy the relationship of 0.1 ≦ f / W1 ≦ 1.0, where f is the width of the weld heat affected zone formed by subsequent seam welding in the weld metal formed by seam welding. This is a UO steel pipe excellent in cold cracking resistance characterized by the following.

本発明は、天然ガス・原油輸送用ラインパイプ等に用いられる、引張強度が850MPa以上1200MPa以下の鋼板を円筒状に成形した後に、その鋼板の突き合わせ部を引張強度が850MPa以上1200MPa以下の溶接金属を用いて内外面からシーム溶接をした後、拡管あるいは縮管などの矯正加工を施してUO鋼管を製造する方法において、溶接金属の化学組成に対して何ら制限を加えることなく、先行するシーム溶接の溶接金属の拡散性水素の上限と、シーム溶接の溶接金属の厚さの比、あるいは先行するシーム溶接金属の表面温度、あるいはシーム溶接金属と溶接熱影響部の比を制御することのみで、シーム溶接金属に発生する低温割れを防止するものである。そのため、溶接金属に必要な特性を得るための成分設計の自由度が増す。さらにシーム溶接を行った後の工程の開始までの時間を何ら制限することもないため、製造工程に対する影響もない。これらのことから、本発明により、シーム溶接部に低温割れがなく、性能の高い溶接部を持つUO鋼管を高い生産性で製造することができる。   The present invention relates to a weld metal having a tensile strength of 850 MPa or more and 1200 MPa or less after forming a steel plate having a tensile strength of 850 MPa or more and 1200 MPa or less used in a natural gas / crude oil transportation line pipe or the like into a cylindrical shape. In the method of manufacturing UO steel pipe by performing seam welding from the inner and outer surfaces using a pipe, and then performing straightening processing such as pipe expansion or contraction, prior seam welding without any restriction on the chemical composition of the weld metal By controlling the ratio of the diffusible hydrogen upper limit of the weld metal and the thickness of the weld metal thickness of the seam weld, or the surface temperature of the preceding seam weld metal, or the ratio of the seam weld metal to the weld heat affected zone, It prevents cold cracking that occurs in seam weld metal. Therefore, the freedom degree of the component design for obtaining the characteristic required for a weld metal increases. Furthermore, since there is no limitation on the time until the start of the process after seam welding is performed, there is no influence on the manufacturing process. From these facts, according to the present invention, a UO steel pipe having a welded portion having high performance without a low temperature crack in the seam welded portion can be manufactured with high productivity.

以下に、本発明について詳細に説明する。   The present invention is described in detail below.

本発明では、適用する母材および溶接金属の強度の範囲を850MPa以上1200MPaに限定した。この理由は、溶接金属の引張強度が850MPa未満の場合は強度が低く溶接金属で低温割れは起こらず、母材の溶接熱影響部に発生し易くなるため、本発明の適用範囲外である。一方、1200MPa以上の高強度になると、UO鋼管に必要な低温靭性が得られにくいためである。   In the present invention, the range of the strength of the base material and the weld metal to be applied is limited to 850 MPa to 1200 MPa. The reason for this is outside the scope of the present invention because when the tensile strength of the weld metal is less than 850 MPa, the strength is low and cold cracking does not occur in the weld metal and is likely to occur in the weld heat affected zone of the base metal. On the other hand, when the strength is 1200 MPa or more, it is difficult to obtain low temperature toughness necessary for UO steel pipe.

本発明を適用するUO鋼管の母材となる鋼板、溶接金属の化学組成、溶接方法、溶接金属を作成する溶接材料は以下に説明するものを使用することが望ましい。   It is desirable to use the steel sheet as a base material of the UO steel pipe to which the present invention is applied, the chemical composition of the weld metal, the welding method, and the welding material for creating the weld metal described below.

母材となる鋼板の化学組成は、質量%で、C:0.02〜0.10%、Si:0.01〜0.6%、Mn:1.5〜2.5%、P:0.015%以下、S:0.003%以下、Ni:0.1〜2.0%、Mo:0.15〜0.60%、Nb:0.001〜0.10%、Ti:0.005〜0.03%、Al:0.06%以下を含有し、さらに必要に応じてB:0.0001〜0.005%、N:0.006%以下、V:0.10%以下、Cu:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Zr:0.005%以下、Ta:0.005%以下、Ca:0.01%以下、REM:0.01%以下、Mg:0.006%以下の1種または2種以上含有し、残部はFeおよび不可避の不純物からなる鋼を熱間圧延して得られたものである。   The chemical composition of the steel sheet used as the base material is mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 0.01 to 0.6%, Mn: 1.5 to 2.5%, P: 0 0.015% or less, S: 0.003% or less, Ni: 0.1 to 2.0%, Mo: 0.15 to 0.60%, Nb: 0.001 to 0.10%, Ti: 0.0. 005 to 0.03%, Al: 0.06% or less, if necessary, B: 0.0001 to 0.005%, N: 0.006% or less, V: 0.10% or less, Cu: 1.0% or less, Cr: 1.0% or less, Zr: 0.005% or less, Ta: 0.005% or less, Ca: 0.01% or less, REM: 0.01% or less, Mg: One or two or more of 0.006% or less is contained, and the balance is obtained by hot rolling steel composed of Fe and inevitable impurities.

また、溶接金属の化学組成は、質量%でC:0.03〜0.10%、Si:0.04〜0.4%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.010%以下、S:0.010%以下、Cr:0.01〜1.5%、Ni:4.5%以下、Mo:2.0%以下、Nb:0.020%以下、Ti:0.005〜0.030%、Al:0.05%以下、O:0.0100〜0.0500%、B:0.005%以下、N:0.010%以下、V:0.04%以下、Cu:0.40%以下を含有し、残部はFeおよび不可避の不純物からなるものである。   Moreover, the chemical composition of the weld metal is C: 0.03 to 0.10%, Si: 0.04 to 0.4%, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.010 in mass%. % Or less, S: 0.010% or less, Cr: 0.01 to 1.5%, Ni: 4.5% or less, Mo: 2.0% or less, Nb: 0.020% or less, Ti: 0.0. 005 to 0.030%, Al: 0.05% or less, O: 0.0100 to 0.0500%, B: 0.005% or less, N: 0.010% or less, V: 0.04% or less, Cu: 0.40% or less is contained, and the balance is made of Fe and inevitable impurities.

また、溶接金属を形成するための溶接方法は、UO鋼管においては生産性や品質を考えるとサブマージアーク溶接が望ましいが、これ以外にもガスシールドアーク溶接やレーザービームアーク溶接等の使用可能である。   In addition, as a welding method for forming a weld metal, submerged arc welding is desirable in terms of productivity and quality in UO steel pipes, but gas shield arc welding, laser beam arc welding, and the like can also be used. .

また、溶接金属の化学組成は、溶接方法とその溶接条件により決まる母材の稀釈率と、母材および溶接材料の化学組成により決まる。従って、用いる母材、溶接方法および溶接条件が決まれば、望ましい溶接金属の化学組成が得られるような化学組成を有する溶接材料を準備することにより、望ましい溶接金属の化学組成を得ることが出来る。   The chemical composition of the weld metal is determined by the dilution ratio of the base material determined by the welding method and the welding conditions, and the chemical composition of the base material and the welding material. Therefore, if the base material to be used, the welding method, and the welding conditions are determined, the desired chemical composition of the weld metal can be obtained by preparing a welding material having such a chemical composition that the desired chemical composition of the weld metal can be obtained.

サブマージアーク溶接では、溶接材料として溶接ワイヤとフラックスを使用する。その溶接において複数のワイヤを電極に用いて溶接を行うことが容易にできるため、既存の溶接ワイヤを適当に選択することにより、望ましい溶接金属を得ることができる。しかし、当然専用の溶接ワイヤを使用することにより、より的確に望ましい溶接金属を得ることができる。   In submerged arc welding, a welding wire and flux are used as welding materials. Since welding can be easily performed using a plurality of wires as electrodes in the welding, a desired weld metal can be obtained by appropriately selecting an existing welding wire. However, by using a dedicated welding wire, a desired weld metal can be obtained more accurately.

そのためサブマージアーク溶接では、望ましい溶接材料の化学組成は、質量%で、C:0.03〜0.15%、Si:0.01〜0.40%、Mn:1.0〜3.0%、P:0.010%以下、S:0.010%以下、Cr:3.5%以下、Ni:12.0%以下、Mo:4.5%以下、Nb:0.05%以下、Ti:0.005〜0.05%、Al:0.03%以下、O:0.010%以下B:0.005%以下、N:0.010%以下、残部はFeおよび不可避の不純物からなるものである。   Therefore, in submerged arc welding, the desirable chemical composition of the welding material is mass%, C: 0.03-0.15%, Si: 0.01-0.40%, Mn: 1.0-3.0%. P: 0.010% or less, S: 0.010% or less, Cr: 3.5% or less, Ni: 12.0% or less, Mo: 4.5% or less, Nb: 0.05% or less, Ti : 0.005-0.05%, Al: 0.03% or less, O: 0.010% or less B: 0.005% or less, N: 0.010% or less, the balance is made of Fe and inevitable impurities Is.

また、サブマージアーク溶接では溶接金属の酸素量は使用するフラックスで制御できるが、望ましいフラックスの組成は、質量%で、CaF:15〜55%、SiO:2〜25%、Al:15〜45%、MgO:1〜8%、CaO:5〜30%、必要に応じて、LiO:3.0%以下、KO:2.0%以下、残部は不可避の不純物からなるものである。 Although the submerged arc welding amount of oxygen in the weld metal can be controlled by the flux used, the composition of the desired flux, by mass%, CaF 2: 15~55%, SiO 2: 2~25%, Al 2 O 3 15 to 45%, MgO: 1 to 8%, CaO: 5 to 30%, Li 2 O: 3.0% or less, K 2 O: 2.0% or less, if necessary, balance is inevitable impurity It consists of

本発明者らは、これらの母材、溶接材料を用いて実際に鋼板に両面1層づつのサブマージアーク溶接を実施して溶接継手を作成する。本発明者らは、次いで実際にUO鋼管を試験的に造管し、低温割れの防止方法について検討した。   The inventors actually perform submerged arc welding on both sides of the steel sheet using these base materials and welding materials to create a welded joint. Next, the inventors actually made a UO steel pipe on a trial basis and examined a method for preventing cold cracking.

表1に用いた母材の化学組成を示した。表2に用いた溶接ワイヤの化学組成を示した。表3に用いたフラックスの化学組成を示した。表4に用いた開先形状の条件を示した。表5に用いた溶接条件を示した。本発明においては、溶接は全て3電極のサブマージアーク溶接法を用いた。表6に用いた溶接金属の化学組成を示した。表6に示した溶接金属は、表2に示したワイヤと表3に示したフラックスを組み合わせて表6の入熱で作成したものである。溶接金属の化学組成は、入熱が同じでも溶接条件により若干異なるが、表5に示した溶接条件の範囲では著しい差がないことは確認しており、表6にはその化学組成の一例を示してある。   Table 1 shows the chemical composition of the base material used. Table 2 shows the chemical composition of the welding wire used. Table 3 shows the chemical composition of the flux used. Table 4 shows the groove shape conditions used. Table 5 shows the welding conditions used. In the present invention, all welding uses a three-electrode submerged arc welding method. Table 6 shows the chemical composition of the weld metal used. The weld metal shown in Table 6 was produced by combining the wires shown in Table 2 and the flux shown in Table 3 with the heat input shown in Table 6. Although the chemical composition of the weld metal is slightly different depending on the welding conditions even if the heat input is the same, it has been confirmed that there is no significant difference within the range of the welding conditions shown in Table 5, and Table 6 shows an example of the chemical composition. It is shown.

低温割れは、従来から言われているように、溶接金属の硬さ、溶接金属中の拡散性水素量及び溶接金属に加わる引張応力の3種類の要因が重なり発生する。このため、3種類の要因でいずれか1種類以上の要因を緩和することにより低温割れの発生を防止することができる。   As has been said in the past, cold cracking is caused by the overlap of three types of factors: the hardness of the weld metal, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal, and the tensile stress applied to the weld metal. For this reason, generation | occurrence | production of a low temperature crack can be prevented by relieving any one or more types of factors by three types of factors.

この3種類の要因のうち、溶接金属の硬さは溶接金属の機械的特性を左右する重要な因子であり、安易に規制することは好ましくはない。そのため、拡散性水素と引張残留応力の両者を低減する方法を検討した。   Of these three types of factors, the hardness of the weld metal is an important factor that affects the mechanical properties of the weld metal, and it is not preferable to regulate it easily. Therefore, a method for reducing both diffusible hydrogen and tensile residual stress was investigated.

先ず、本発明者らは、低温割れの発生状況と拡散性水素量および応力の関係を調査した。溶接金属は、表6に示す溶接金属の中で、引張強度が855MPaの溶接金属Iおよび引張強度が1015MPaの溶接金属Vを使用した。母材は、表6に示した溶接金属の対応した母材を使用した。また溶接条件は、溶接金属Iに対しては表4に示す開先形状ヌおよび表5に示す溶接条件33を使用した。溶接金属Vに対しては表4に示す開先形状ホおよび表5に示す溶接条件25を使用した。   First, the present inventors investigated the relationship between the occurrence of cold cracking and the amount of diffusible hydrogen and stress. As the weld metal, among the weld metals shown in Table 6, weld metal I having a tensile strength of 855 MPa and weld metal V having a tensile strength of 1015 MPa were used. As a base material, a base material corresponding to the weld metal shown in Table 6 was used. As the welding conditions, for weld metal I, the groove shape no shown in Table 4 and the welding conditions 33 shown in Table 5 were used. For the weld metal V, the groove shape shown in Table 4 and the welding conditions 25 shown in Table 5 were used.

作成した溶接金属から接線方向と引張軸が平行になるように切り出した丸棒型試験片に電解チャージにより水素を封入した。この丸棒型引張試験を種々の応力で引張り、72時間後の低温割れの発生状況を調べた。図1に1015MPaの溶接金属の結果を示した。負荷される応力が高いほどより少ない拡散性水素でも割れが発生することが判る。図2に855MPaの溶接金属についての結果を示したが、傾向は1015MPaの溶接金属と同様であった。   Hydrogen was enclosed by electrolytic charging in a round bar type test piece cut out from the prepared weld metal so that the tangential direction and the tensile axis were parallel to each other. This round bar type tensile test was pulled with various stresses, and the occurrence of cold cracking after 72 hours was examined. FIG. 1 shows the result of a weld metal of 1015 MPa. It can be seen that the higher the applied stress, the more cracking occurs with less diffusible hydrogen. The results for the 855 MPa weld metal are shown in FIG. 2, but the trend was similar to the 1015 MPa weld metal.

次に本発明者らは、種々の条件で溶接したUO鋼管のシーム溶接部に発生した低温割れを詳細に観察し検討した。その結果、両面から1層づつ溶接するシーム溶接部では、低温割れは必ず先行するシーム溶接金属の内部から発生することが判明した。低温割れが発生し易い条件では後続するシーム溶接金属内でも低温割れは観察されたが、詳細に低温割れの発生点を調査すると、何れの場合においても低温割れの発生点は先行するシーム溶接の溶接金属内に有り、これが後続するシーム溶接の溶接金属に伝搬していることが判明した。また、先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する低温割れは溶接線方向と垂直方向に進展していることも判明した。   Next, the present inventors observed and examined in detail the cold cracks that occurred in the seam welds of UO steel pipes welded under various conditions. As a result, it has been found that in seam welds where one layer is welded from both sides, cold cracking always occurs from the inside of the preceding seam weld metal. Under conditions where cold cracking is likely to occur, cold cracking was observed even in the following seam weld metal. However, when the occurrence point of cold cracking was investigated in detail, the occurrence point of cold cracking was the same as that of the preceding seam welding. It was found that it was in the weld metal and propagated to the weld metal of the subsequent seam weld. It was also found that the low temperature cracks generated in the weld metal of the preceding seam weld progressed in the direction perpendicular to the weld line direction.

さらに、本発明者らは、シーム溶接金属内の引張残応力の発生状況を検討した。UO鋼管のシーム溶接金属内に発生する応力は、溶接時の熱サイクルに起因する溶接残留応力(以後、本発明では単に残留応力と呼ぶ)である。シーム溶接金属内に発生する残留応力の分布を実測することは困難であるため、有限要素法(以後、本発明ではFEMと呼ぶ)による数値解析シミュレーションにより、溶接ビード幅中央の位置における溶接線方向に発生する残留応力の板厚方向における分布を推定した。溶接線方向の残留応力を求めたのは、先に述べた様にUO鋼管のシーム溶接部に発生する低温割れが溶接線と直角方向に進展するため、溶接線方向の応力が低温割れに寄与すると判断したためである。計算の前提となるシーム溶接は、板厚20mmの鋼板に両面から1層づつサブマージアーク溶接を行った溶接部である。鋼板の引張強度は950MPa、溶接金属の引張強度は1000MPaとした。また、溶接入熱は、先行するシーム溶接が3.4kJ/mm、後続するシーム溶接は3.4kJ/mmである。さらに、表1に示した鋼板Bを母材と、溶接金属が表6に示す溶接金属Vの組み合わせで、両面1層ずつのシーム溶接部を作成し、その溶接ビード表面の残留応力を測定し、数値解析の妥当性を検証した。溶接条件は数値計算で用いたもの同じ入熱で、開先形状は表4の開先形状ホ、溶接条件は表5の溶接条件25を使用した。   Furthermore, the present inventors examined the generation | occurrence | production state of the tensile residual stress in a seam weld metal. The stress generated in the seam weld metal of the UO steel pipe is a welding residual stress (hereinafter simply referred to as a residual stress in the present invention) resulting from a thermal cycle during welding. Since it is difficult to actually measure the distribution of residual stress generated in the seam weld metal, the direction of the weld line at the center of the weld bead width is determined by numerical analysis simulation by the finite element method (hereinafter referred to as FEM in the present invention). The distribution of residual stress in the plate thickness direction was estimated. The residual stress in the weld line direction was determined because the low-temperature cracks generated in the seam welds of the UO steel pipe propagated in the direction perpendicular to the weld line as described above, and the stress in the weld line direction contributed to the low-temperature cracks. This is because it was judged. Seam welding, which is a premise of calculation, is a welded portion obtained by performing submerged arc welding on each side of a steel plate having a thickness of 20 mm from one side. The tensile strength of the steel sheet was 950 MPa, and the tensile strength of the weld metal was 1000 MPa. The welding heat input is 3.4 kJ / mm for the preceding seam welding and 3.4 kJ / mm for the following seam welding. Further, a seam welded portion with one layer on both sides was created by combining the steel plate B shown in Table 1 with the base metal and the weld metal V shown in Table 6, and the residual stress on the surface of the weld bead was measured. The validity of numerical analysis was verified. The welding conditions were the same heat input as that used in the numerical calculation, the groove shape was groove shape E in Table 4, and the welding condition 25 in Table 5 was used as the welding condition.

図3は、数値解析および実測の結果である。引張の残留応力を正の値として図示してある。以後、本発明では引張方向の応力を正とする。溶接金属表面の数値計算の結果は、実測値と一致していることから数値解析は妥当である判断できる。   FIG. 3 shows the results of numerical analysis and actual measurement. The residual tensile stress is shown as a positive value. Hereinafter, in the present invention, the stress in the tensile direction is positive. Since the numerical calculation result on the surface of the weld metal coincides with the actual measurement value, it can be judged that the numerical analysis is appropriate.

図3から、引張の残留応力は先行するシーム溶接金属内に最大値を示し、その位置は低温割れの起点の位置と一致していた。   From FIG. 3, the tensile residual stress showed the maximum value in the preceding seam weld metal, and its position coincided with the position of the cold crack starting point.

以上の調査結果から、本発明者らは、先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する低温割れを防止すれば、UO鋼管に発生する低温割れを防止できるとの結果に至った。このことは、先行するシーム溶接に続き後続するシーム溶接を実施する2層溶接において、低温割れを防止する施策を先行するシーム溶接にのみ集中して実施すれば良いことを意味し、低温割れを防止する上で非常に簡便にできることを意味する。   From the above investigation results, the present inventors have come to the result that cold cracks occurring in UO steel pipes can be prevented by preventing cold cracks occurring in the weld metal of the preceding seam welding. This means that in two-layer welding, in which subsequent seam welding is performed following the preceding seam welding, measures for preventing low temperature cracks need to be concentrated only on the preceding seam welding. It means that it can be very simple in preventing.

そこで、本発明者らは、さらに詳細に数値解析を行い先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する溶接線方向の残留応力の変化を調査した。その結果、図4で図示した、先行するシーム溶接の溶接金属の厚さW1と後続するシーム溶接の溶接金属の厚さW2の比により、先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する溶接線方向の残留応力が変化することが判った。図5に、数値解析により求めた、W2/W1と先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する溶接線方向の最大残留応力の関係を示す。両面の溶接金属の引張強度は1000MPaの場合を想定している。溶接線方向の最大引張応力はW2/W1により変化し、W2/W1が約0.9で最大値を示した。図6は両面の溶接金属の引張強度が850MPaの仮定で計算した結果であるが、1000MPaと同様の傾向を示した。   Therefore, the present inventors conducted a numerical analysis in more detail to investigate the change in the residual stress in the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam welding. As a result, the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam weld is shown in FIG. 4 by the ratio of the weld seam thickness W1 of the preceding seam weld and the thickness W2 of the weld seam of the subsequent seam weld. It was found that the residual stress changed. FIG. 5 shows the relationship between W2 / W1 and the maximum residual stress in the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam weld, which was obtained by numerical analysis. The tensile strength of the weld metal on both sides is assumed to be 1000 MPa. The maximum tensile stress in the weld line direction changed with W2 / W1, and W2 / W1 showed a maximum value at about 0.9. FIG. 6 shows the result of calculation under the assumption that the tensile strength of the weld metal on both sides is 850 MPa, and shows the same tendency as 1000 MPa.

W2/W1の違いにより、溶接線方向の応力に相違がある理由について考察した。その結果、以下の様に推論した。先行するシーム溶接は後続するシーム溶接の熱により加熱される。そのため、先行するシーム溶接には後続するシーム溶接の熱により熱膨張、収縮が起こり、再度溶接線方向に引張応力が発生する。これに起因する引張応力は、W2/W1が大きくなるに従い増加する。しかし、一方では、後続するシーム溶接内には溶接線方向に引張の残留応力が発生する。この引張の応力により先行するシーム溶接は圧縮され、先行するシーム溶接の溶接金属に発生している溶接線方向の引張応力は緩和される。そのためW2/W1が大きくなるに従い先行するシーム溶接内の溶接線方向の引張応力は低減される。この両者の和が、先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する溶接線方向の引張応力となるため、W2/W1が増加するに従い、最初は前者の効果のため溶接線方向の引張応力は増加するが、W2/W1が1付近で、後者の効果が強くなり溶接線方向の引張応力が低減されると考えられる。   The reason why there is a difference in stress in the weld line direction due to the difference in W2 / W1 was considered. As a result, we inferred as follows. The preceding seam weld is heated by the heat of the subsequent seam weld. Therefore, thermal expansion and contraction occur in the preceding seam welding due to the heat of the subsequent seam welding, and tensile stress is generated again in the weld line direction. The tensile stress resulting from this increases as W2 / W1 increases. However, on the other hand, a tensile residual stress is generated in the direction of the weld line in the subsequent seam welding. The preceding seam weld is compressed by this tensile stress, and the tensile stress in the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam weld is relaxed. Therefore, the tensile stress in the weld line direction in the preceding seam welding is reduced as W2 / W1 increases. Since the sum of both becomes the tensile stress in the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam weld, as W2 / W1 increases, the tensile stress in the weld line direction initially increases due to the former effect. However, it is considered that when W2 / W1 is near 1, the latter effect becomes stronger and the tensile stress in the weld line direction is reduced.

本発明者らは、さらに後続するシーム溶接に発生する溶接線方向の引張応力を低減する方法を検討した。その結果、高強度溶接金属は冷却時に変態膨張を起こすことに注目し、これを効果的に利用することで先行するシーム溶接の溶接金属に発生する溶接線方向の引張応力を低減することを考えた。   The present inventors further studied a method for reducing the tensile stress in the weld line direction generated in the subsequent seam welding. As a result, attention is paid to the fact that high-strength weld metal undergoes transformation expansion during cooling, and it is considered to effectively reduce the tensile stress in the weld line direction that occurs in the weld metal of the preceding seam weld. It was.

変態膨張を効果的に起こすためには、先行するシーム溶接の溶接金属の温度が重要である。そこで、先行するシーム溶接の溶接金属の表面温度と溶接線方向の残留応力の関係について検討した。図7に両面の溶接金属の引張強度が1000MPaの場合について、数値解析により求めた、後続するシーム溶接を行っている際の先行するシーム溶接の溶接金属最高表面温度と先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する軸方向の最大引張応力の関係を示した。ここで言う、先行するシーム溶接の溶接金属表面の温度とは図4で示した先行するシーム溶接の溶接金属の頂点であるH1の位置での温度のことである。図7においては、先行するシーム溶接の溶接金属表面温度は先行するシーム溶接の溶接金属表面温度T1を溶接金属のAc温度で無次元化してある。Ac温度は数値計算で用いた値を使用している。図7からT1/Acが大きくなるに従い、先行するシーム溶接の溶接金属内の溶接線方向の引張応力は小さくなっていることが分かる。図8に両面の引張強度が850MPaの溶接金属についての数値解析結果を示した。図8から分かるように、850MPaの場合でも1000MPaの溶接金属の場合と同様の傾向を示した。 In order to effectively cause transformation expansion, the temperature of the weld metal of the preceding seam welding is important. Therefore, the relationship between the surface temperature of the weld metal in the preceding seam welding and the residual stress in the weld line direction was examined. FIG. 7 shows the case where the tensile strength of the weld metal on both sides is 1000 MPa. The maximum surface temperature of the preceding seam weld metal and the weld metal of the preceding seam weld obtained by numerical analysis, as determined by numerical analysis. The relationship of the maximum axial tensile stress generated in the interior is shown. The temperature of the weld metal surface of the preceding seam welding referred to here is the temperature at the position of H1, which is the apex of the weld metal of the preceding seam weld shown in FIG. In FIG. 7, the weld metal surface temperature of the preceding seam weld is made dimensionless from the weld metal surface temperature T1 of the preceding seam weld by the Ac 1 temperature of the weld metal. For the Ac 1 temperature, the value used in the numerical calculation is used. According T1 / Ac 1 increases from FIG. 7, the weld line direction of the tensile stress in the weld metal of the preceding seam welding, it is seen that the smaller. FIG. 8 shows the numerical analysis results for the weld metal having a tensile strength of 850 MPa on both sides. As can be seen from FIG. 8, even in the case of 850 MPa, the same tendency as in the case of the weld metal of 1000 MPa was shown.

次に本発明者らは、シーム溶接後の溶接部の形状からT1/Acが0.65以上に保持されたかどうかを判断することが出来ないか検討をした。その結果、T1/Acを0.65以上にすることはAc以上に加熱された領域の面積を多くすることを目的としているため、溶接熱影響を受けた領域を知ることによりT1/Acが0.65以上に加熱されているかどうかを判断することができることを見いだした。具体的には、先行するシーム溶接の溶接金属内の後続するシーム溶接による溶接熱影響の幅と、先行するシーム溶接の厚さW1の比を測定することにより、T1/Acが0.65以上であるか否かを知ることが可能であるとの知見に至った。ここで、溶接熱影響部の幅とは図4で示すfの長さのことである。fは溶接金属をナイタール等の腐食液で腐食することにより、容易に測定できる。 Next, the present inventors examined whether it was possible to determine whether T1 / Ac 1 was maintained at 0.65 or more from the shape of the welded portion after seam welding. As a result, T1 / Ac 1 of 0.65 or more is intended to increase the area of the region heated to Ac 1 or more. Therefore, by knowing the region affected by welding heat, T1 / Ac 1 It has been found that it can be determined whether 1 is heated to 0.65 or higher. Specifically, T1 / Ac 1 is 0.65 by measuring the ratio of the width of the welding seam effect due to the subsequent seam welding in the weld metal of the preceding seam weld and the thickness W1 of the preceding seam weld. It came to the knowledge that it was possible to know whether it was above. Here, the width of the weld heat affected zone is the length of f shown in FIG. f can be easily measured by corroding the weld metal with a corrosive liquid such as nital.

図9に、T1/Acとf/W1の関係を示した。図9からT1/Acが0.65未満の場合は、f/W1は0.1未満となることが分かる。すなわち、f/W1が0.1以上の場合はT1/Acが0.65以上であることが判明する。この事実より、製造後のマクロ組織からも本発明が確実に実施されたか判定できる。 Figure 9 shows the relationship between T1 / Ac 1 and f / W1. If the 9 of T1 / Ac 1 is less than 0.65, f / W1 is seen that less than 0.1. That is, if f / W1 is not less than 0.1 to find that T1 / Ac 1 is 0.65 or more. From this fact, it can be determined whether or not the present invention has been reliably implemented from the macro structure after manufacture.

次に、本発明者らは、先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する溶接線方向の引張応力の最小値に注目した。図10は溶接金属の強度を変化させて、先行するシーム溶接部の溶接金属に発生する溶接線方向の最小の応力を数値解析により計算した結果を示した。数値解析の結果、先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する溶接線方向の最小の引張応力は約520MPa〜550MPaであった。また、先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する溶接線方向の最大の引張応力は最大で約830MPaであると考えられた。   Next, the present inventors paid attention to the minimum value of the tensile stress in the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam weld. FIG. 10 shows the result of calculating the minimum stress in the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam weld by numerical analysis by changing the strength of the weld metal. As a result of numerical analysis, the minimum tensile stress in the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam welding was about 520 MPa to 550 MPa. Further, it was considered that the maximum tensile stress in the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam welding was about 830 MPa.

以上の検討結果を総合して、本発明者らは溶接金属の化学組成に制限を加えることなく、またシーム溶接後の行程に影響を加えることのない、低温割れの防止方法を考案した。   Based on the above examination results, the present inventors devised a method for preventing cold cracking without limiting the chemical composition of the weld metal and without affecting the process after seam welding.

以下に、本発明の内容を詳細に説明する。   The contents of the present invention will be described in detail below.

先ず、先行するシーム溶接の溶接金属の拡散性水素量を溶接金属100g当たり2.0cc以下と制限した。これは、図10に示したように先行するシーム溶接の溶接金属内には最低でも約520MPa〜550MPaの溶接線方向の引張応力が発生する。この引張応力においても低温割れを起こさせないためには、図1および図2から溶接金属の拡散性水素量を溶接金属100g当たり2.0cc以下とする必要がある。尚、拡管あるいは縮管によりUO鋼管のシーム溶接部には大きな塑性変形が加わり応力の再分布が行われ、その結果、溶接線方向の引張応力は500MPa以下に低下することが判っている。すなわち、拡管あるいは縮管などの矯正を行った後は、低温割れが起こることはない。   First, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam welding was limited to 2.0 cc or less per 100 g of weld metal. As shown in FIG. 10, a tensile stress in the weld line direction of at least about 520 MPa to 550 MPa is generated in the weld metal of the preceding seam welding as shown in FIG. In order not to cause cold cracking even in this tensile stress, the diffusible hydrogen content of the weld metal needs to be 2.0 cc or less per 100 g of weld metal from FIGS. It has been found that due to the expansion or contraction of the pipe, large plastic deformation is applied to the seam welded portion of the UO steel pipe and stress is redistributed, and as a result, the tensile stress in the weld line direction is reduced to 500 MPa or less. That is, after correcting the expansion or contraction, cold cracking does not occur.

シーム溶接部の拡散性水素を溶接金属100gあたり2.0cc以下にする方法としては、溶接材量の乾燥、開先の洗浄、溶接時の予熱あるいは後熱等があげられる。本発明で望ましいとしたサブマージアーク溶接においては、フラックスを使用するため、フラックスの乾燥は拡散性水素の低減に有効である。例えば、フラックスを厚さ30mm程度に拡げて250℃〜350℃に加熱した炉内で2時間乾燥することで、フラックスから溶接金属に持ち込まれる拡散性水素は低減できる。しかし、溶接施工時にも溶接金属の拡散性水素が増加する場合もある。すなわち、開先面の汚れや周囲の湿気も溶接金属中への拡散性水素の供給源となる。これに対応して、溶接施工時における拡散性水素の低減方法としては次の様な方法ある。溶接行う開先面の汚れとしては鉄粉やゴミがあるが、これらは水の洗浄で除去できる。また、水溶性の液体や水に懸濁できる油脂類あるいは水には懸濁しない少量の油脂も水あるいは高圧水を開先面い吹き付けることにより除去できるが、多量の油脂類は、例えばアセトン等の揮発性の溶剤やアルコールで除去すれは完全に開先面汚れは除去できる。また、溶接後に250℃で20分から30分後熱することにより、雰囲気から持ち込まれた場合に増加する拡散性水素も低減することができ、溶接金属中の拡散性水素をさらに安定して低減できる。溶接金属中の拡散性水素料は、用いる溶接材料の吸湿のし易さや、溶接時の周囲の湿度等でも変わるが、これらの対策を組み合わせることにより、溶接金属中の拡散性水素量を低減することができる。   Examples of the method for reducing the diffusible hydrogen in the seam welded portion to 2.0 cc or less per 100 g of the weld metal include drying of the welding material amount, cleaning of the groove, preheating or postheating during welding. In submerged arc welding, which is desirable in the present invention, since flux is used, drying the flux is effective in reducing diffusible hydrogen. For example, diffusible hydrogen brought into the weld metal from the flux can be reduced by spreading the flux to a thickness of about 30 mm and drying in a furnace heated to 250 to 350 ° C. for 2 hours. However, diffusible hydrogen in the weld metal may increase during welding. That is, dirt on the groove surface and surrounding moisture are also sources of diffusible hydrogen into the weld metal. Correspondingly, there are the following methods for reducing diffusible hydrogen during welding. The dirt on the groove surface to be welded includes iron powder and dust, which can be removed by washing with water. In addition, water-soluble liquids, oils and fats that can be suspended in water, or small amounts of oils and fats that are not suspended in water can be removed by spraying water or high-pressure water on the groove surface. Removal of dirt with a volatile solvent or alcohol completely removes the groove surface. In addition, diffusible hydrogen that increases when brought in from the atmosphere can be reduced by heating after heating at 250 ° C. for 20 to 30 minutes after welding, and diffusible hydrogen in the weld metal can be further stably reduced. . The diffusible hydrogen content in the weld metal varies depending on the ease of moisture absorption of the welding material used and the ambient humidity during welding, but by combining these measures, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal is reduced. be able to.

次に、本発明で使用した先行するシーム溶接の溶接金属の拡散性水素の測定方法について説明する。一般に溶接の分野において、低温割れを議論するときの拡散性水素の測定方法は、JIS Z 3118で鋼溶接部の水素量測定方法があるが、これは溶着金属の拡散性水素を測定する方法である。本発明ではより現実に近くするため、溶接金属の拡散性水素量を基準とした。この方法では、実際に鋼板を両面から一層ずつ溶接した後、シーム溶接部が100℃に達した時点で、先行するシーム溶接部から約5mm×40mmの拡散性水素測定用の試験片を切り出し、JIS Z3118で記載されているガスクロマトグラフ法による拡散性水素測定方法に準拠して測定した。もちろん、後続するシーム溶接の溶接金属の拡散性水素量も同様にして測定できる。   Next, a method for measuring diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam welding used in the present invention will be described. In general, in the field of welding, a method for measuring diffusible hydrogen when discussing low temperature cracking is a method for measuring the amount of hydrogen in a steel weld according to JIS Z 3118. This is a method for measuring diffusible hydrogen in a weld metal. is there. In the present invention, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal is used as a reference in order to make it more realistic. In this method, after actually welding the steel sheets one by one from both sides, when the seam weld reaches 100 ° C., a specimen for measuring diffusible hydrogen of about 5 mm × 40 mm is cut out from the preceding seam weld, It measured based on the diffusible hydrogen measuring method by the gas chromatograph method described in JISZ3118. Of course, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the subsequent seam welding can be measured in the same manner.

また、本発明では100℃に達した時点での拡散性水素を測定している。これは、低温割れは約100℃以下で発生するために、100℃での拡散性水素を測定した。UO鋼管の造管においては、先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素は溶接後から単調に減少する。そのため、シーム溶接後、溶接部が100℃に冷却した時点の拡散性水素が2.0cc以下であれば低温割れは発生しないので、この温度での拡散性水素を測定した。   Moreover, in this invention, the diffusible hydrogen when it reaches 100 degreeC is measured. This is because diffusible hydrogen at 100 ° C. was measured because cold cracking occurred at about 100 ° C. or less. In the pipe making of UO steel pipe, the diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam welding decreases monotonously after welding. Therefore, after seam welding, if the diffusible hydrogen at the time when the welded portion is cooled to 100 ° C. is 2.0 cc or less, cold cracking does not occur. Therefore, diffusible hydrogen at this temperature was measured.

上述の方法を用いれば、より実施工に近い溶接部に残留している拡散性水素量が測定できる。さらに、溶接材量の乾燥、開先の洗浄、予熱、後熱等の方法により先行するシーム溶接の溶接金属の拡散性水素を制御する方法を採用しても、その効果を直接確認できるため、有効な方法である。   If the above-mentioned method is used, the amount of diffusible hydrogen remaining in the welded part closer to the work can be measured. Furthermore, even if adopting a method to control the diffusible hydrogen of the weld metal of the preceding seam welding by methods such as drying of welding material, cleaning of groove, preheating, postheating, etc., the effect can be confirmed directly, It is an effective method.

次に、先行するシーム溶接の溶接金属の高さW1と後続するシーム溶接の溶接金属の高さW2の比である、W2/W1の範囲の限定理由について述べる。図1および図2より溶接金属中の拡散性水素量が溶接金属100gあたり2.0cc以下の場合、引張応力が約700MPa未満では低温割れは起こらないと推定できる。図5および図6から、先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する溶接線方向の引張応力はW2/W11≦0.8、および1.2≦W2/W1の範囲では700MPa未満にすることが出来ることが判る。   Next, the reason for limiting the range of W2 / W1, which is the ratio of the height W1 of the weld metal of the preceding seam weld to the height W2 of the weld metal of the subsequent seam weld will be described. 1 and 2, it can be estimated that when the amount of diffusible hydrogen in the weld metal is 2.0 cc or less per 100 g of weld metal, cold cracking does not occur when the tensile stress is less than about 700 MPa. From FIG. 5 and FIG. 6, the tensile stress in the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam welding should be less than 700 MPa in the range of W2 / W11 ≦ 0.8 and 1.2 ≦ W2 / W1. I know I can do it.

次に、W2/W1の上限と下限についての限定理由を以下に述べる。UO鋼管のシーム溶接部には優れた低温靭性が要求される。しかし、高強度UO鋼管の両面1層のシーム溶接部では後続のシーム溶接により再加熱された先行シーム溶接の熱影響部の靭性を測定すると、溶接条件等が適切でないと、靭性に低値が発生し易くなるという問題がある。図11は表1に示す鋼板Bを、表3に示す溶接金属Vを持つ両面1層のシーム溶接部の、溶接金属W2/W1と溶接熱影響部の−30℃の吸収エネルギーの低値の発生率の関係を示す。衝撃試験片は図12に示すように、衝撃試験片のノッチを、先行するシーム溶接の熱影響部と後続するシーム溶接の熱影響部が重なった位置に来るように採取した。衝撃試験片は一つのW2/W1の条件で、27本実施し、その内40J以下の吸収エネルギーの発生率を百分率で示した。W2/W1は表4および表5の開先形状および溶接条件を選択して調整した。図12が示す様に、W2/W1が0.6未満と2.5超で低値の発生頻度が急激に増加している。また、W2/W1が2.5超の場合は、先行するシーム溶接が後続するシーム溶接により加熱されすぎて高温になり、先行するシーム溶接の溶接金属が溶けてしまうメルトダウン現象(以後、本発明ではMDと略する)が起こる危険性が高くなる。この観点からもW2/W1は2.5以下が望ましい。   Next, the reasons for limiting the upper and lower limits of W2 / W1 will be described below. Excellent low temperature toughness is required for seam welds of UO steel pipes. However, when the toughness of the heat-affected zone of the preceding seam weld that is reheated by the subsequent seam welding is measured in the double-sided single-layer seam welded portion of the high-strength UO steel pipe, if the welding conditions are not appropriate, the toughness is low. There is a problem that it is likely to occur. FIG. 11 shows a low value of the absorbed energy of −30 ° C. of the weld metal W2 / W1 and the weld heat affected zone of the double-sided single-layer seam weld zone having the weld metal V shown in Table 3 for the steel plate B shown in Table 1. The relationship of incidence is shown. As shown in FIG. 12, the impact test piece was sampled so that the notch of the impact test piece was located at the position where the heat affected zone of the preceding seam weld and the heat affected zone of the subsequent seam weld overlapped. 27 impact test pieces were carried out under the condition of one W2 / W1, and the generation rate of absorbed energy of 40 J or less was shown as a percentage. W2 / W1 was adjusted by selecting the groove shape and welding conditions shown in Tables 4 and 5. As shown in FIG. 12, the occurrence frequency of the low value increases rapidly when W2 / W1 is less than 0.6 and more than 2.5. When W2 / W1 is more than 2.5, the meltdown phenomenon (hereinafter referred to as the present seam welding), in which the preceding seam welding is heated too much by the subsequent seam welding and becomes high temperature, and the weld metal of the preceding seam welding melts. (In the invention, it is abbreviated as MD)). From this viewpoint, W2 / W1 is preferably 2.5 or less.

以上の検討から、W2/W1の範囲を、0.6≦W2/W1≦0.8、および1.2≦W2/W1≦2.5、とした。   From the above examination, the range of W2 / W1 was set to 0.6 ≦ W2 / W1 ≦ 0.8 and 1.2 ≦ W2 / W1 ≦ 2.5.

このW2/W1の制御に仕方について述べる。W1およびW2は溶接金属の大きさおよび形状を制御することで制御できる。ここで言う大きさとは、図13で示す溶接金属の断面積Sであり、形状とは溶接方向と垂直の断面で溶接金属を見た場合の高さhと幅bである。W1は先行するシーム溶接の溶接金属のhから先行するシーム溶接の溶接金属と、後続するシーム溶接の溶接金属との交差する長さを差し引いた値となる。一方、W2は後続するシーム溶接の溶接金属のhと同じ値である。   A method for controlling W2 / W1 will be described. W1 and W2 can be controlled by controlling the size and shape of the weld metal. The size referred to here is the cross-sectional area S of the weld metal shown in FIG. 13, and the shape is the height h and width b when the weld metal is viewed in a cross section perpendicular to the welding direction. W1 is a value obtained by subtracting the intersecting length of the preceding seam weld metal and the subsequent seam weld metal from h of the preceding seam weld metal. On the other hand, W2 is the same value as h of the weld metal of the subsequent seam welding.

一般に、溶接では開先をアーク等の熱源により溶融した溶接材料で充分埋めることが出来るように溶接条件を決める。そのため、断面積の大きな開先形状を作成すれば断面積の大きな溶接金属Sを得ることができる。一方、断面積の小さい開先を作成すれば小さな断面積Sの溶接金属を得ることが出来る。すなわち、溶接金属の面積は溶接入熱で容易に制御できるため、W2/W1を必要な範囲内の値にすることは、両面の開先形状を所要のW2/W1になるように設計すれば容易に可能である。   Generally, in welding, the welding conditions are determined so that the groove can be sufficiently filled with a welding material melted by a heat source such as an arc. Therefore, if a groove shape having a large cross-sectional area is created, a weld metal S having a large cross-sectional area can be obtained. On the other hand, if a groove having a small cross-sectional area is created, a weld metal having a small cross-sectional area S can be obtained. That is, since the area of the weld metal can be easily controlled by welding heat input, setting W2 / W1 to a value within the required range is possible if the groove shape on both sides is designed to be the required W2 / W1. Easily possible.

図14はこれを模式図で図示したものである。図14(b)は、先行するシーム溶接の開先を後続のシーム溶接の開先をほぼ同じに加工した例である。そのため、W1とW2はほぼ同じ値になっている。それに対して図14(a)は、先行するシーム溶接の開先が後続するシーム溶接の開先よりも大きくなるように加工してある。このためW1はW2よりも大きくなりW2/W1は1未満となる。一方、図14(c)は逆に、先行するシーム溶接の開先が後続するシーム溶接の開先より小さい場合の例であるが、この場合、W1はW2よりも小さくなりそのためW2/W1は1を超える値となる。開先の寸法の比率が重要であるため、使用する鋼板の厚さが異なっても同様に設計できる。   FIG. 14 schematically illustrates this. FIG. 14B shows an example in which the groove of the preceding seam welding is processed to be substantially the same as the groove of the subsequent seam welding. Therefore, W1 and W2 are almost the same value. On the other hand, FIG. 14A is processed so that the groove of the preceding seam welding is larger than the groove of the subsequent seam welding. Therefore, W1 is larger than W2 and W2 / W1 is less than 1. On the other hand, FIG. 14 (c) shows an example in which the groove of the preceding seam welding is smaller than the groove of the subsequent seam welding. In this case, W1 is smaller than W2, so W2 / W1 is The value exceeds 1. Since the ratio of the groove dimensions is important, it can be designed in the same manner even if the thickness of the steel sheet used is different.

さらに、同じ溶接金属の面積でも高さhを大きくして幅bを小さくすることも溶接条件で可能である。すなわち、溶接電流が大きいほど図13で示す溶け込みdが大きくなる。当然高さhも大きくなる。溶接電流が大きくなると溶接入熱が大きくなるが、溶接入熱を一定にしたい場合は溶接速度を速くすることにより溶接入熱は一定となり、溶接入熱を変えることなく、高さhを大きくすることができる。入熱を一定にして溶接速度を早くすると一般に幅bは小さくなる。図14(d)は、この方法によりW2/W1を大きくした例の模式図である。開先形状は図14(b)と同じでも、溶接電流を高くすることにより、dの大きい溶け込みの深い溶接金属が得られ、入熱を一定にして溶接速度を早くした場合、図14(d)の様に縦長の溶接金属が得られる。   Furthermore, it is possible to increase the height h and reduce the width b even under the same weld metal area under welding conditions. That is, as the welding current increases, the penetration d shown in FIG. 13 increases. Of course, the height h also increases. When the welding current increases, the welding heat input increases. However, if you want to keep the welding heat input constant, increasing the welding speed makes the welding heat input constant, and increases the height h without changing the welding heat input. be able to. When the heat input is kept constant and the welding speed is increased, the width b is generally reduced. FIG. 14D is a schematic diagram of an example in which W2 / W1 is increased by this method. Even if the groove shape is the same as in FIG. 14B, by increasing the welding current, a deep weld metal having a large penetration d can be obtained. When the heat input is kept constant and the welding speed is increased, FIG. A vertically long weld metal is obtained as shown in FIG.

このようにして、W2/W1は溶接条件および開先形状を適切に選択することにより容易に制御できる。また、溶接金属の化学組成は溶接条件により決まる母材の稀釈率、溶接材料の化学組成および母材の化学組成により予測できる。溶接金属の強度や靭性はこの化学組成でほぼ決定される。そのため、溶接条件および母材が固定されても、溶接材料を適切に選択することにより自由に溶接金属の化学組成は調整することができるため、何ら溶接金属の特性に対してW2/W1の設計は支障を与えない。   In this manner, W2 / W1 can be easily controlled by appropriately selecting the welding conditions and the groove shape. Further, the chemical composition of the weld metal can be predicted by the dilution rate of the base material determined by the welding conditions, the chemical composition of the welding material, and the chemical composition of the base material. The strength and toughness of the weld metal are almost determined by this chemical composition. Therefore, even if the welding conditions and the base metal are fixed, the chemical composition of the weld metal can be freely adjusted by appropriately selecting the welding material. Therefore, the design of W2 / W1 for any characteristics of the weld metal. Will not interfere.

次に、T1/Acの限定理由について述べる。T1/Acを限定する目的は、1.4≦W2/W1の限定と同じ目的で、先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する溶接線方向の引張応力の低減することである。すなわち、T1/Acを大きくして先行するシーム溶接の溶接金属内の変態膨張する領域を増加させることにより、軸方向に発生するの引張応力を低減するのである。 Next, the reasons for limiting T1 / Ac 1 will be described. The purpose of limiting T1 / Ac 1 is to reduce the tensile stress in the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam weld with the same purpose as the limitation of 1.4 ≦ W2 / W1. That is, by increasing the area of transformation expansion in the weld metal of the seam welding the preceding increase the T1 / Ac 1, it is to reduce the tensile stress from occurring in the axial direction.

先に述べたように、先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する溶接線方向の引張応力が700MPa未満であれは、溶接金属100gあたり拡散性水素量が2.0cc以下の場合、低温割れの発生を防ぐことができる。図7および図8を参照すると、T1/Acを0.65以上にすることにより先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する溶接線方向の引張応力が700MPa未満にすることが出来る。従って、T1/Acを0.65以上とした。次に、上限であるが、W2/W1の上限の限定理由と同様に、先行するシーム溶接の溶接金属表面の温度が高くなりすぎると、後続するシーム溶接により再加熱された先行するシーム溶接の熱影響部の靭性に低値の発生する頻度が高くなる。また、後続するシーム溶接を行っている際に、先行するシーム溶接の溶接金属が溶けてしまうMDが起こる危険性が高くなるため、上限を1.2とした。 As described above, when the tensile stress in the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam weld is less than 700 MPa, when the amount of diffusible hydrogen per 100 g of weld metal is 2.0 cc or less, cold cracking occurs. Occurrence can be prevented. 7 and 8, by setting T1 / Ac 1 to 0.65 or more, the tensile stress in the weld line direction generated in the weld metal of the preceding seam welding can be made less than 700 MPa. Therefore, the T1 / Ac 1 0.65 or more. Next, as with the upper limit of the limit of the upper limit of W2 / W1, if the temperature of the weld metal surface of the preceding seam weld becomes too high, the previous seam weld reheated by the subsequent seam weld The frequency of occurrence of low values in the toughness of the heat affected zone increases. In addition, when performing the subsequent seam welding, the upper limit is set to 1.2 because there is a high risk of occurrence of MD in which the weld metal of the preceding seam welding is melted.

次にf/W1の限定理由を述べる。図9で示したように、T1/Acを0.65以上にするためにはf/W1は0.1以上とする必要がある。T1がAc以上の場合は、シーム溶接部の断面からはfは測定出来ないため、f/W1の上限は1.0となる。そのため、シーム溶接部の断面からT1/Acが1.2以上に達し、溶接熱影響部の靭性低下さらにはMDが起こる危険性があるかどうかの制御は、W1/W2≦2.5の条件を採用することになる。 Next, the reason for limiting f / W1 will be described. As shown in FIG. 9, in order to the T1 / Ac 1 to 0.65 or more f / W1 is required to be 0.1 or more. For T1 is Ac 1 or more, since from the cross section of the seam weld f can not measure the upper limit of f / W1 is 1.0. Therefore, T1 / Ac 1 reaches 1.2 or more from the cross-section of the seam welded portion, and the control of whether there is a risk of causing a decrease in toughness of the weld heat affected zone and further MD occurs is W1 / W2 ≦ 2.5. The conditions will be adopted.

次に具体的に、T1/Acの制御の方法について述べる。T1は後続するシーム溶接を実施している時の溶接金属表面の最高加熱温度であり、W2と比較してW1が小さいほど高くなる。すなわち、T1の制御方法はW2/W1の制御方法と同じく、溶接条件および開先形状により容易に制御できる。一方、Acは溶接金属の化学組成により決まる測定可能な値である。溶接金属の化学組成は先に述べた様に溶接条件とは独立に調整できるため、先ず、溶接金属に必要な特性を得るための溶接金属の化学組成を決定した後、そのAcを測定し、この値からT1/Acが本発明の範囲に含まれる様に溶接条件あるいは開先形状を設計すれば容易に本発明は実施することができる。さらに、先行するシーム溶接部をバーナー等の補助熱源で加熱する等の方法で熱処理を併用する、あるいは保温材で先行するシーム溶接部を保護する等の方法で保熱する方法も有効である。先行するシーム溶接の溶接金属表面の最高加熱温度の確認は、事前に設定した開先形状、溶接条件あるいは熱処理を用いて試験的に溶接を実施し確認すれば良く、実際のシーム溶接時にはこれらの設定した溶接条件等を再現すれは、先行するシーム溶接の溶接金属表面の最高加熱温度も再現できる。当然、実際の造管に個々に測温して確認しても良く、品質管理の上ではより望ましい方向である。 Next, a method of controlling T1 / Ac 1 will be specifically described. T1 is the maximum heating temperature of the surface of the weld metal when performing the subsequent seam welding, and becomes higher as W1 is smaller than W2. That is, the control method of T1 can be easily controlled by the welding conditions and the groove shape, similarly to the control method of W2 / W1. On the other hand, Ac 1 is a measurable value determined by the chemical composition of the weld metal. Since the chemical composition of the weld metal can be adjusted independently of the welding conditions as described above, first, after determining the chemical composition of the weld metal to obtain the characteristics required for the weld metal, the Ac 1 is measured. , easily present invention by designing the welding conditions or groove shape as that from the value T1 / Ac 1 are within the scope of the present invention can be carried out. Furthermore, it is also effective to use a method in which the preceding seam weld is heated with an auxiliary heat source such as a burner or the like, or heat is retained by a method such as protecting the preceding seam weld with a heat insulating material. The maximum heating temperature of the welded metal surface of the preceding seam welding can be confirmed by performing a test weld using a preset groove shape, welding conditions or heat treatment, and these can be confirmed during actual seam welding. If the set welding conditions are reproduced, the maximum heating temperature of the weld metal surface of the preceding seam welding can also be reproduced. Of course, it may be confirmed by measuring the temperature individually in the actual pipe making, which is a more desirable direction in terms of quality control.

次に、実施例を用いて詳細に本発明の効果について説明する。   Next, the effects of the present invention will be described in detail using examples.

表1で示した鋼板と、表2および表3で示したサブマージアーク溶接用の溶接材料を用いて、UO鋼管を製造した。その時に用いた開先形状は既に表4に示してある。また、用いた溶接条件も既に表5に示してある。これらの開先形状および溶接条件を組み合わせて、W1/W1およびT1を調整した。また、サブマージアーク溶接に使用するフラックスは、先行するシーム溶接用には300℃×2時間で乾燥させたものを使用したが、後続するシーム溶接用には特に乾燥はせずに、購入ままで使用した。開先面は、アセトンを含ませた布で拭きゴミや油脂を除去し、その後、開先面に汚れが付着しない様に維持して、溶接行程に移った。そのため、基本的には予熱、後熱処理は行わなかったが、一部の造管では後続するシーム溶接を実施する際に先行するシーム溶接部を100℃から150℃に予熱した。これは、先行するシーム溶接の溶接金属表面温度を高くするためであるが同時に拡散性水素を低減する効果もあった。   A UO steel pipe was manufactured using the steel plate shown in Table 1 and the welding material for submerged arc welding shown in Table 2 and Table 3. The groove shapes used at that time are already shown in Table 4. Also, the welding conditions used are already shown in Table 5. W1 / W1 and T1 were adjusted by combining these groove shapes and welding conditions. The flux used for submerged arc welding was dried at 300 ° C. for 2 hours for the preceding seam welding, but it was not purchased for the subsequent seam welding. used. The groove surface was wiped with a cloth soaked with acetone to remove dust and grease, and then the groove surface was maintained so as not to be contaminated, and the welding process was started. Therefore, basically, preheating and post heat treatment were not performed, but in some pipe making, the preceding seam weld was preheated from 100 ° C. to 150 ° C. when performing the subsequent seam welding. This is to increase the weld metal surface temperature of the preceding seam welding, but also has the effect of reducing diffusible hydrogen.

一方、拡散性水素を意図的に増加させた鋼管も造管した。一部の造管においては、先行するシーム溶接用のフラックスを吸湿させて溶接金属中の拡散性水素量を増加させた。また、さらに実製造では開先面に油等の付着も考えられるため、それらも模擬して洗浄した開先面に造管時に使用する水溶性の潤滑油を意図的に塗布して、UO鋼管を製造した。   On the other hand, a steel pipe with intentionally increased diffusible hydrogen was also made. In some pipes, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal was increased by absorbing the preceding seam welding flux. Furthermore, in actual production, oil or the like may be attached to the groove surface. Therefore, a water-soluble lubricating oil used for pipe making is intentionally applied to the groove surface that has been cleaned by simulating them. Manufactured.

シーム溶接は、先ず市販の50kg級のCO溶接ワイヤで仮付け溶接を実施した後、内面からサブマージアーク溶接により先行するシーム溶接を行い、その後、外面からサブマージアーク溶接により後続するシーム溶接を行った。本実施例では、後続するシーム溶接時の先行するシーム溶接の溶接金属表面温度は、先行するシーム溶接の溶接金属表面に熱電対を抵抗溶接により接合して測温した。 In seam welding, first, tack welding is performed with a commercially available 50 kg class CO 2 welding wire, then preceding seam welding is performed from the inner surface by submerged arc welding, and then subsequent seam welding is performed from the outer surface by submerged arc welding. It was. In this example, the temperature of the weld metal surface of the preceding seam weld during the subsequent seam welding was measured by joining a thermocouple to the weld metal surface of the preceding seam weld by resistance welding.

溶接金属中の拡散性水素量は、UO鋼管造管後にシーム溶接部が100℃に冷却した時点で測定用の試験片を採取し、溶接金属中の拡散性水素量を測定した。   For the amount of diffusible hydrogen in the weld metal, a test piece for measurement was taken when the seam welded portion was cooled to 100 ° C. after the UO steel pipe was formed, and the amount of diffusible hydrogen in the weld metal was measured.

その後、拡管の矯正を行った。拡管の矯正を終了後、X線によりシーム溶接部全線に対して非破壊検査を実施し、低温割れの発生の有無を確認した。その後、UO鋼管の両端および中央部から図12に示した要領で衝撃試験片を採取し、溶接熱影響部の靭性を測定した。溶接金属の引張強度は先行するシーム溶接の溶接金属から溶接線方向にJISの丸棒型A2号引張試験片を採取し測定した。溶接金属のAc温度は、溶接金属の化学組成から推定できるが、本実施例では正確を期するため、先行するシーム溶接部の溶接金属から試験片を採取し、加熱・冷却中の膨張収縮量を測定してAc温度を測定した。表7、表8(表7のつづき)に本発明によるUO鋼管の発明例を示す。 After that, tube expansion was corrected. After finishing the expansion of the pipe, a non-destructive inspection was performed on the whole seam welded portion with X-rays to confirm the occurrence of cold cracking. Then, the impact test piece was extract | collected in the way shown in FIG. 12 from the both ends and center part of the UO steel pipe, and the toughness of the welding heat affected zone was measured. The tensile strength of the weld metal was measured by collecting a JIS round bar type A2 tensile test piece in the weld line direction from the weld metal of the preceding seam weld. The Ac 1 temperature of the weld metal can be estimated from the chemical composition of the weld metal, but in this example, for the sake of accuracy, a test piece is taken from the weld metal of the preceding seam weld and is expanded and contracted during heating and cooling. The Ac 1 temperature was measured by measuring the amount. Tables 7 and 8 (continued in Table 7) show examples of the invention of the UO steel pipe according to the present invention.

発明例1〜発明例7まではW1/W2が0.6以上0.8以下の範囲の発明例である。溶接金属の強度は855MPa〜1195MPaまで変化している。シーム溶接後にシーム溶接部が100℃に冷却した時点での先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素量は溶接金属100g中に2.0cc以下であり、また開先形状および溶接条件を適正に選択することによりW1/W2が本発明の範囲内であるため低温割れは発生してない。さらに、溶接熱影響部の靭性の低値の発生頻度も低く良好である。   Invention Examples 1 to 7 are invention examples in which W1 / W2 is in the range of 0.6 to 0.8. The strength of the weld metal varies from 855 MPa to 1195 MPa. The amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam weld when the seam weld is cooled to 100 ° C after seam welding is 2.0 cc or less in 100 g of weld metal, and the groove shape and welding conditions are appropriate. Since W1 / W2 is within the range of the present invention, the low temperature cracking does not occur. Furthermore, the frequency of occurrence of low values of the toughness of the weld heat affected zone is low and good.

発明例1および発明例2は、母材、開先形状および溶接条件は同じであるが、溶接金属の強度が異なる発明例である。   Invention Example 1 and Invention Example 2 are invention examples in which the base metal, the groove shape, and the welding conditions are the same, but the strength of the weld metal is different.

発明例3は、板厚が20mmで、溶接金属の強度が1000MPa超の発明例である。   Invention Example 3 is an invention example in which the plate thickness is 20 mm and the strength of the weld metal exceeds 1000 MPa.

発明例4および発明例5は、母材、開先形状および溶接金属は同じであるが、溶接条件が異なる発明例である。そのためW2/W1が相違している。   Invention Example 4 and Invention Example 5 are invention examples in which the base material, the groove shape, and the weld metal are the same, but the welding conditions are different. Therefore, W2 / W1 is different.

発明例6は、発明例4および発明例5と、母材および開先形状は同じであるが、溶接条件および溶接金属の強度が異なる発明例である。   Invention Example 6 is an invention example having the same base material and groove shape as Invention Example 4 and Invention Example 5, but different welding conditions and weld metal strength.

発明例7は、溶接条件は発明例4と同じであるが、母材、開先形状および溶接金属が異なり、高強度のシーム溶接部についての発明例である。   Invention Example 7 is an invention example of a high-strength seam welded portion, in which the welding conditions are the same as in Invention Example 4, but the base material, the groove shape, and the weld metal are different.

発明例8〜発明例26までは、W1/W2が1.2〜2.5の範囲で、しかもf/W1が0.1以上の範囲の発明例である。   Invention Examples 8 to 26 are invention examples in which W1 / W2 is in the range of 1.2 to 2.5 and f / W1 is in the range of 0.1 or more.

溶接金属の強度は856MPa〜1179MPaまで変化している。シーム溶接後にシーム溶接部が100℃に冷却した時点での先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素量は溶接金属100g中に2.0cc以下であり、また、開先形状および溶接条件を適正に選択することにより、W1/W2が本発明の範囲内であるため低温割れは発生してない。さらに、T1/Acの値も、0.65以上、1.2以下である。また、f/W1の値も0.1以上である。さらに、過剰に溶接部が加熱されていないため、溶接部熱影響部の低値の発生頻度も低く良好である。 The strength of the weld metal varies from 856 MPa to 1179 MPa. The amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam weld when the seam weld is cooled to 100 ° C. after seam welding is 2.0 cc or less in 100 g of weld metal, and the groove shape and welding conditions are By selecting appropriately, since W1 / W2 is within the range of the present invention, no cold cracking occurs. Furthermore, the value of T1 / Ac 1 also 0.65 or more and 1.2 or less. The value of f / W1 is also 0.1 or more. Furthermore, since the welded part is not excessively heated, the occurrence frequency of the low value of the welded part heat affected zone is low and good.

発明例8、発明例9および発明例10は、母材、溶接金属および開先形状は同じであるが、溶接条件が異なる発明例である。そのため、W2/W1は異なっているが、何れも本発明の範囲内である。また、T1/AC1は何れも、0.65以上、1.2以下の値となっている。また、f/W1は0.1以上である。   Invention Example 8, Invention Example 9 and Invention Example 10 are invention examples in which the base metal, the weld metal and the groove shape are the same, but the welding conditions are different. Therefore, although W2 / W1 is different, both are within the scope of the present invention. Also, T1 / AC1 is a value of 0.65 or more and 1.2 or less. Moreover, f / W1 is 0.1 or more.

発明例11は、母材、溶接金属および溶接条件は発明例8と同じであるが、開先形状が異なる。先行するシーム溶接の開先を深くしたため、W2/W1の値は小さくなっている。しかし、本発明の範囲に含まれ、T1/Acは何れも、0.65以上、1.2以下の値となっている。また、f/W1は0.1以上である。 Invention Example 11 has the same base material, weld metal, and welding conditions as Invention Example 8, but the groove shape is different. Since the groove of the preceding seam welding is deepened, the value of W2 / W1 is small. However, within the scope of the present invention, both the T1 / Ac 1, 0.65 or more, and is 1.2 or less of the value. Moreover, f / W1 is 0.1 or more.

発明例12および発明例13は、母材Aと溶接金属Iの組み合わせに本発明を適用した例である。溶接条件および開先形状も発明例8から発明例11とは異なるが何れも適正な溶接条件や開先形状を選択しているためW1/W2、T1/Acおよびf/W1は本発明の範囲に含まれ、低温割れの無い健全な溶接部が得られている。 Invention Example 12 and Invention Example 13 are examples in which the present invention is applied to a combination of a base material A and a weld metal I. Although welding conditions and groove shapes are different from those of Invention Examples 8 to 11, both W1 / W2, T1 / Ac 1 and f / W1 are the values of the present invention because appropriate welding conditions and groove shapes are selected. It is included in the range, and a sound weld with no cold cracking is obtained.

発明例14、発明例15、発明例16および発明例17は、母材および溶接金属は同じであるが、溶接条件あるいは開先形状が異なる発明例である。W2/W1は溶接条件や開先形状により変化しているが、本発明の範囲に含まれ、T1/Acは何れも、0.65以上、1.2以下の値となっている。また、f/W1は0.1以上である。 Inventive Example 14, Inventive Example 15, Inventive Example 16 and Inventive Example 17 are inventive examples in which the base metal and the weld metal are the same, but the welding conditions or the groove shape are different. W2 / W1 is being changed by the welding conditions and groove shape, within the scope of the present invention, both the T1 / Ac 1, 0.65 or more, and is 1.2 or less of the value. Moreover, f / W1 is 0.1 or more.

発明例18は、発明例15と、母材、開先形状および溶接条件は同じであるが、溶接金属の引張強度が約940MPaの例である。この引張強度でも割れは発生していない。   Invention Example 18 is an example in which the base metal, groove shape and welding conditions are the same as Invention Example 15, but the tensile strength of the weld metal is about 940 MPa. No cracks occurred even at this tensile strength.

発明例19は、発明例18と溶接条件が異なり、W2/W1の値が高くなった発明例であるが、低温割れは発生せず、また溶接熱影響部の靭性も良好である。T1/Acも0.65以上、1.2以下の範囲に含まれている。また、f/W1は0.1以上である。 Invention Example 19 is an invention example in which the welding conditions are different from those of Invention Example 18 and the value of W2 / W1 is increased. However, cold cracking does not occur and the toughness of the weld heat affected zone is also good. T1 / Ac 1 also 0.65 or more, are included in the range of 1.2 or less. Moreover, f / W1 is 0.1 or more.

発明例20、発明例21および発明例22は、母材、溶接金属および開先形状は同じで、溶接条件が異なる発明例である。そのため、W2/W1は異なるが、何れの溶接条件においても、W2/W1は本発明の範囲に含まれ、T1/Acも0.65以上、2.5以下で、f/W1も0.1以上である。そのため、低温割れはなく、また溶接熱影響部の靭性も良好である。 Invention Example 20, Invention Example 21 and Invention Example 22 are invention examples in which the base metal, the weld metal and the groove shape are the same, but the welding conditions are different. Therefore, W2 / W1 is different, in any of the welding conditions, W2 / W1 is within the scope of the present invention, T1 / Ac 1 also 0.65 or more, 2.5 or less, f / W1 also 0. 1 or more. Therefore, there is no cold cracking and the toughness of the weld heat affected zone is good.

発明例23は、発明例21と母材、開先形状および溶接条件は同じであるが、溶接金属の引張強度が1185MPaと高強度である。しかし、W2/W1は本発明の範囲に含まれ、T1/Acも0.65以上、2.5以下で、f/W1も0.1以上である。そのため、低温割れはなく、また溶接熱影響部の靭性も良好である。 Invention Example 23 has the same base material, groove shape, and welding conditions as Invention Example 21, but the tensile strength of the weld metal is as high as 1185 MPa. However, W2 / W1 is within the scope of the present invention, T1 / Ac 1 also 0.65 or more, 2.5 or less, f / W1 even 0.1 or more. Therefore, there is no cold cracking and the toughness of the weld heat affected zone is good.

発明例24は、発明例23の開先形状および溶接条件を変化させた発明例である。W2/W1は本発明の範囲に含まれ、T1/Acも0.65以上、1.2以下で、f/W1も0.1以上である。そのため、低温割れはなく、また溶接熱影響部の靭性も良好である。 Invention Example 24 is an invention example in which the groove shape and welding conditions of Invention Example 23 are changed. W2 / W1 is within the scope of the present invention, T1 / Ac 1 also 0.65 or more and 1.2 or less, f / W1 even 0.1 or more. Therefore, there is no cold cracking and the toughness of the weld heat affected zone is good.

発明例25は母材Dを使用した発明例である。W2/W1は本発明の範囲に含まれ、T1/Acも0.65以上、1.2以下で、f/W1も0.1以上である。そのため、低温割れはなく、また溶接熱影響部の靭性も良好である。 Invention Example 25 is an invention example using the base material D. W2 / W1 is within the scope of the present invention, T1 / Ac 1 also 0.65 or more and 1.2 or less, f / W1 even 0.1 or more. Therefore, there is no cold cracking and the toughness of the weld heat affected zone is good.

発明例26も母材Dを使用した発明例である。溶接金属の強度は1194MPaでさらに高強度である。W2/W1は本発明の範囲に含まれ、T1/Acも0.65以上、1.2以下で、f/W1も0.1以上である。そのため、低温割れはなく、また溶接熱影響部の靭性も良好である。 Invention Example 26 is also an invention example using the base material D. The strength of the weld metal is 1194 MPa, which is even higher. W2 / W1 is within the scope of the present invention, T1 / Ac 1 also 0.65 or more and 1.2 or less, f / W1 even 0.1 or more. Therefore, there is no cold cracking and the toughness of the weld heat affected zone is good.

発明例27〜発明例32は、W1/W2が1.2未満であるが、熱処理を行いT1温度を高くすることにより、低温割れを防止した例である。シーム溶接後にシーム溶接部が100℃に冷却した時点での先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素量は溶接金属100g中に2.0cc以下である。   Invention Example 27 to Invention Example 32 are examples in which W1 / W2 is less than 1.2, but low temperature cracking is prevented by heat treatment to increase the T1 temperature. The amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam weld when the seam weld is cooled to 100 ° C. after seam welding is 2.0 cc or less in 100 g of weld metal.

発明例27は、後続するシーム溶接を実施する直前に先行するシーム溶接部を150℃で予熱することにより、T1/Acを0.74としている。f/W1も0.1以上である。 In Invention Example 27, T1 / Ac 1 is set to 0.74 by preheating the preceding seam welded portion at 150 ° C. immediately before performing the subsequent seam welding. f / W1 is also 0.1 or more.

発明例28は、後続するシーム溶接を実施する直前に先行するシーム溶接部を100℃で予熱し、さらに後続するシーム溶接を実施中に、先行するシーム溶接部を断熱材で保温することにより、T1/Acを0.69としている。f/W1も0.1以上である。 Inventive Example 28 preheats the preceding seam weld immediately before performing the subsequent seam welding at 100 ° C., and further keeps the preceding seam weld with a heat insulating material during the subsequent seam welding. T1 / Ac 1 is set to 0.69. f / W1 is also 0.1 or more.

発明例29は、溶接金属の引張強度が865MPaの場合の実施例である。後続するシーム溶接を実施する直前に、先行するシーム溶接部を150℃で予熱することにより、T1/Acを0.70としている。f/W1も0.1以上である。 Invention Example 29 is an example in which the tensile strength of the weld metal is 865 MPa. Immediately before the subsequent seam welding is performed, the preceding seam weld is preheated at 150 ° C., whereby T1 / Ac 1 is set to 0.70. f / W1 is also 0.1 or more.

発明例30は後続するシーム溶接を実施中に先行するシーム溶接部をバーナーで加熱することにより、T1/Acを0.71としている。f/W1も0.1以上である。 Inventive Example 30 by heating the seam weld preceding in implementing the subsequent seam welding with a burner, and a T1 / Ac 1 and 0.71. f / W1 is also 0.1 or more.

発明例31は、後続するシーム溶接を実施中に先行するシーム溶接部を断熱材で保温することにより、T1/Acを0.68としている。f/W1も0.1以上である。 In Invention Example 31, T1 / Ac 1 is set to 0.68 by keeping the preceding seam welded portion with a heat insulating material during the subsequent seam welding. f / W1 is also 0.1 or more.

発明例32は、後続するシーム溶接を実施する直前に先行するシーム溶接部を100℃で予熱することにより、T1/Acを0.70としている。f/W1も0.1以上である。 In Invention Example 32, T1 / Ac 1 is set to 0.70 by preheating the preceding seam welded portion at 100 ° C. immediately before performing the subsequent seam welding. f / W1 is also 0.1 or more.

これらの手段により、発明例27〜発明例32は低温割れが発生していない。また、T1/Acは2.5以下、また、W1/W2は2.5以下で、過剰に溶接部が加熱されていないため、溶接熱影響部の靭性の低値の発生頻度も低く良好であり、MDも発生していない。さらに、これらの熱処理により、先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素量も低減している。 By these means, Invention Example 27 to Invention Example 32 do not cause cold cracking. Also, T1 / Ac 1 is 2.5 or less, and W1 / W2 is 2.5 or less, and the welded part is not excessively heated. Therefore, the occurrence frequency of the low value of the toughness of the weld heat affected zone is low and good. MD is not generated. Further, these heat treatments also reduce the amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam welding.

次に、比較例について説明する。表9、表10(表9のつづき)に本発明の比較例を示す。   Next, a comparative example will be described. Tables 9 and 10 (continued in Table 9) show comparative examples of the present invention.

比較例1〜比較例7まではW2/W1が0.8超、1.2未満の例である。溶接金属の強度は862MPaから1184MPaまで変化させてある。また、シーム溶接後にシーム溶接部が100℃に冷却した時点での先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素量は溶接金属100g中に2.0cc以下である。しかし、何れも開先に対して溶接条件が不適切のため、W2/W1が本発明の範囲から外れている。また保熱や熱処理等も実施していないため、T1/Acも0.65未満で、f/W1は0.1未満である。これらのことから、溶接金属中の拡散性水素量は少ないのにもかかわらず、先行するシーム溶接の溶接金属内に低温割れが発生している。 Comparative Examples 1 to 7 are examples in which W2 / W1 is more than 0.8 and less than 1.2. The strength of the weld metal is changed from 862 MPa to 1184 MPa. Further, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam weld when the seam weld is cooled to 100 ° C. after the seam weld is 2.0 cc or less in 100 g of the weld metal. However, since the welding conditions are inappropriate for the groove, W2 / W1 is out of the scope of the present invention. Since the heat-retaining and heat treatment also is not performed, T1 / Ac 1 be less than 0.65, f / W1 is less than 0.1. From these facts, although the amount of diffusible hydrogen in the weld metal is small, cold cracking occurs in the weld metal of the preceding seam welding.

比較例8〜比較例10までは、W2/W1が0.6未満の例である。溶接金属の強度は860MPaから1181MPaまで変化させてある。W2/W1の値が小さいため、低温割れは発生していないが、溶接熱影響部の靭性の低値の発生率が15%以上で多発している。   Comparative Examples 8 to 10 are examples in which W2 / W1 is less than 0.6. The strength of the weld metal is changed from 860 MPa to 1181 MPa. Since the value of W2 / W1 is small, cold cracking does not occur, but the occurrence rate of the low value of the toughness of the weld heat affected zone frequently occurs at 15% or more.

比較例11〜比較例15までは、W2/W1が2.5超の例である。溶接金属の強度は865MPaから1178MPaまで変化させてある。何れも開先に対して、溶接条件が不適切のため、W2/W1が2.5超となっている。さらに、T1/Acも1.2超となっている。そのため、先行するシーム溶接金属内に低温割れは発生していないが、溶接熱影響部の靭性に低値が多発している。さらに、比較例12、比較例14および比較例15においては先行するシーム溶接の溶接金属が過剰に加熱されたため、MDが起こっている。 Comparative Examples 11 to 15 are examples in which W2 / W1 exceeds 2.5. The strength of the weld metal is changed from 865 MPa to 1178 MPa. In either case, W2 / W1 exceeds 2.5 because the welding conditions are inappropriate for the groove. In addition, it has become even greater than 1.2 T1 / Ac 1. Therefore, although the low temperature crack does not generate | occur | produce in the preceding seam weld metal, the low value occurs frequently in the toughness of a welding heat affected zone. Furthermore, in Comparative Example 12, Comparative Example 14, and Comparative Example 15, MD occurred because the weld metal of the preceding seam welding was excessively heated.

比較例16〜比較例22は溶接金属中の拡散性水素量が多い場合の比較例である。   Comparative Examples 16 to 22 are comparative examples when the amount of diffusible hydrogen in the weld metal is large.

比較例16は、発明例1と同条件であるが、開先面に汚れが付着し、さらにフラックスが吸湿していたため、シーム溶接後にシーム溶接部が100℃に冷却した時点での先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素量が溶接金属100g中に2.0cc超である。そのため先行するシーム溶接金属内に低温割れが発生している。さらに、この低温割れは、後続するシーム溶接の溶接金属内にまで伝播していた。   Comparative Example 16 has the same conditions as Invention Example 1, but because the dirt adhered to the groove surface and the flux absorbed moisture, the preceding seam when the seam weld was cooled to 100 ° C. after seam welding. The amount of diffusible hydrogen in the weld metal of welding is more than 2.0 cc in 100 g of weld metal. Therefore, cold cracking has occurred in the preceding seam weld metal. Furthermore, this cold crack had propagated into the weld metal of the subsequent seam weld.

比較例17は、発明例4と同条件であるが、フラックスが吸湿していたため、シーム溶接後にシーム溶接部が100℃に冷却した時点での先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素量が溶接金属100g中に2.0cc超である。そのため先行するシーム溶接金属内に低温割れが発生している。   Comparative Example 17 has the same conditions as Invention Example 4, but because the flux absorbed moisture, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam weld when the seam weld was cooled to 100 ° C after seam welding. Is over 2.0 cc in 100 g of weld metal. Therefore, cold cracking has occurred in the preceding seam weld metal.

比較例18は、発明例7と同条件であるが、フラックスが吸湿していたため、シーム溶接後にシーム溶接部が100℃に冷却した時点での先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素量が溶接金属100g中に2.0cc超である。そのため先行するシーム溶接金属内に低温割れが発生している。   Comparative Example 18 has the same conditions as Invention Example 7, but because the flux absorbed moisture, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam weld when the seam weld was cooled to 100 ° C after seam welding. Is over 2.0 cc in 100 g of weld metal. Therefore, cold cracking has occurred in the preceding seam weld metal.

比較例19は、発明例9と同条件であるが、開先面に汚れが付着し、さらにフラックスが吸湿していたため、シーム溶接後にシーム溶接部が100℃に冷却した時点での先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素量が溶接金属100g中に2.0cc超である。そのため先行するシーム溶接金属内に低温割れが発生している。さらに、この低温割れは、後続するシーム溶接の溶接金属内にまで伝播していた。   Comparative Example 19 has the same conditions as Invention Example 9, but the front seam at the time when the seam weld was cooled to 100 ° C. after seam welding because dirt adhered to the groove surface and the flux absorbed moisture. The amount of diffusible hydrogen in the weld metal of welding is more than 2.0 cc in 100 g of weld metal. Therefore, cold cracking has occurred in the preceding seam weld metal. Furthermore, this cold crack had propagated into the weld metal of the subsequent seam weld.

比較例20は、発明例20と同条件であるが、フラックスが吸湿していたため、シーム溶接後にシーム溶接部が100℃に冷却した時点での先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素量が溶接金属100g中に2.0cc超である。そのため先行するシーム溶接金属内に低温割れが発生している。   Comparative Example 20 has the same conditions as Invention Example 20, but because the flux absorbed moisture, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam weld when the seam weld was cooled to 100 ° C after seam welding. Is over 2.0 cc in 100 g of weld metal. Therefore, cold cracking has occurred in the preceding seam weld metal.

比較例21は、発明例15と同条件であるが、フラックスが吸湿していたため、シーム溶接後にシーム溶接部が100℃に冷却した時点での先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素量が溶接金属100g中に2.0cc超である。そのため先行するシーム溶接金属内に低温割れが発生している。   Comparative Example 21 has the same conditions as Invention Example 15, but because the flux absorbed moisture, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam weld when the seam weld was cooled to 100 ° C after seam welding. Is over 2.0 cc in 100 g of weld metal. Therefore, cold cracking has occurred in the preceding seam weld metal.

比較例22は、発明例24と同条件であるが、フラックスが吸湿していたため、シーム溶接後にシーム溶接部が100℃に冷却した時点での先行するシーム溶接の溶接金属中の拡散性水素量が溶接金属100g中に2.0cc超である。そのため先行するシーム溶接金属内に低温割れが発生している。   Comparative Example 22 has the same conditions as Invention Example 24, but because the flux absorbed moisture, the amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam weld when the seam weld was cooled to 100 ° C after seam welding. Is over 2.0 cc in 100 g of weld metal. Therefore, cold cracking has occurred in the preceding seam weld metal.

有限要素法による数値解析の結果を示す図。The figure which shows the result of the numerical analysis by a finite element method. W1およびW2を説明する図。The figure explaining W1 and W2. W2/W1とシーム溶接の溶接金属内に発生する残留応力の関係を示す図。The figure which shows the relationship between W2 / W1 and the residual stress which generate | occur | produces in the weld metal of seam welding. シーム溶接部の模式図。The schematic diagram of a seam welding part. 引張強度が1000MPaの溶接金属における、W2/W1と溶接線方向の残留応力の関係を示す図。The figure which shows the relationship between W2 / W1 and the residual stress of a weld line direction in the weld metal whose tensile strength is 1000 MPa. 引張強度が850MPaの溶接金属における、W2/W1と溶接線方向の残留応力の関係を示す図。The figure which shows the relationship between W2 / W1 and the residual stress of a weld line direction in the weld metal whose tensile strength is 850 Mpa. 引張強度が1000MPaの溶接金属におけるT1/AC1と溶接線方向の残留応力の関係を示す図。The figure which shows the relationship between T1 / AC1 and the residual stress of a weld line direction in the weld metal whose tensile strength is 1000 MPa. 引張強度が850MPaの溶接金属におけるT1/AC1と溶接線方向の残留応力の関係を示す図。The figure which shows the relationship between T1 / AC1 and the residual stress of a weld line direction in the weld metal whose tensile strength is 850 MPa. T1/Acとf/W1の比の関係を示す図。It shows the ratio relationship of T1 / Ac 1 and f / W1. 溶接金属の引張強度と先行するシーム溶接金属内に発生する溶接線方向の最大および最小の引張応力残留応力の関係を示す図。The figure which shows the relationship between the tensile strength of a weld metal, and the maximum and minimum tensile stress residual stress of the weld line direction which generate | occur | produces in the preceding seam weld metal. W2/W1と溶接熱影響部の靭性の低値の発生頻度の関係を示す図。The figure which shows the relationship between the generation frequency of the low value of W2 / W1 and the toughness of a welding heat affected zone. シーム溶接部の衝撃試験片採取位置を示す図。The figure which shows the impact test piece collection position of a seam welding part. 溶接部の形状の模式図。The schematic diagram of the shape of a welding part. W2/W1の調整方法を示す模式図。The schematic diagram which shows the adjustment method of W2 / W1.

符号の説明Explanation of symbols

B1 先行するシーム溶接の溶接金属
B2 後続するシーム溶接の溶接金属
a 先行するシーム溶接の溶接金属表面からの距離
W1 本発明でいう先行するシーム溶接の溶接金属の高さ
W2 本発明でいう後続するシーム溶接の溶接金属の高さ
H1 先行するシーム溶接の溶接金属の最高加熱温度測定位置
S 溶接金属の面積
h 溶接金属ののど厚
b 溶接金属の幅
d 溶け込み深さ
f 先行するシーム溶接の熱影響部の幅
B1 Weld metal of the preceding seam weld B2 Weld metal of the subsequent seam weld a Distance from the weld metal surface of the preceding seam weld W1 Height of the weld metal of the preceding seam weld referred to in the present invention W2 Followed in the present invention Height of weld metal of seam weld H1 Maximum heating temperature measurement position of weld metal of preceding seam weld S Area of weld metal h Thickness of weld metal b Width of weld metal d Depth of penetration f Thermal effect of preceding seam weld Width of part

Claims (4)

引張強度が850MPa以上1200MPa以下の鋼板を円筒状に成形した後に、その鋼板の突き合わせ部を引張強度が850MPa以上1200MPa以下の溶接金属を用いて鋼板の突き合わせ部の内外面両側から各々1層づつ順番にシーム溶接をした後、拡管あるいは縮管などの矯正加工を施してUO鋼管を製造する方法において、
先行するシーム溶接の溶接金属の拡散性水素量が溶接金属100g当たり2.0cc以下であり、かつ先行するシーム溶接の溶接金属の厚さをW1、後続するシーム溶接の溶接金属の厚さをW2とした時、W2/W1を0.6≦W2/W1≦0.8、あるいは1.2≦W2/W1≦2.5に規定してシーム溶接を行うことにより先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する引張応力を低減することを特徴とする耐低温割れ性に優れたUO鋼管の製造方法。
After forming a steel plate having a tensile strength of 850 MPa or more and 1200 MPa or less into a cylindrical shape, the butt portion of the steel plate is sequentially layered from both inner and outer surfaces of the butt portion of the steel plate using a weld metal having a tensile strength of 850 MPa to 1200 MPa. In a method of manufacturing a UO steel pipe by performing straightening processing such as pipe expansion or contraction after seam welding to
The diffusible hydrogen amount of the weld metal of the preceding seam weld is 2.0 cc or less per 100 g of weld metal, the thickness of the weld metal of the preceding seam weld is W1, and the thickness of the weld metal of the subsequent seam weld is W2. In the weld metal of the preceding seam welding by performing seam welding with W2 / W1 defined as 0.6 ≦ W2 / W1 ≦ 0.8 or 1.2 ≦ W2 / W1 ≦ 2.5 The manufacturing method of the UO steel pipe excellent in the low temperature cracking resistance characterized by reducing the tensile stress which generate | occur | produces.
引張強度が850MPa以上1200MPa以下の鋼板を円筒状に成形した後に、その鋼板の突き合わせ部を引張強度が850MPa以上1200MPa以下の溶接金属を用いて鋼板の突き合わせ部の内外面両側から各々1層づつ順番にシーム溶接をした後、拡管あるいは縮管などの矯正加工を施してUO鋼管を製造する方法において、
先行するシーム溶接の溶接金属の拡散性水素量が溶接金属100g当たり2.0cc以下であり、かつ後続するシーム溶接を実施する際に、先行するシーム溶接の溶接金属表面の最高到達温度をT1、先行するシーム溶接の溶接金属のAc変態温度をAcとした時、T1/Acが0.65≦T1/Ac≦1.2を満足させてシーム溶接を行うことにより先行するシーム溶接の溶接金属内に発生する引張応力を低減することを特徴とする耐低温割れ性に優れたUO鋼管の製造方法。
After forming a steel plate having a tensile strength of 850 MPa or more and 1200 MPa or less into a cylindrical shape, the butt portion of the steel plate is sequentially layered from both inner and outer surfaces of the butt portion of the steel plate using a weld metal having a tensile strength of 850 MPa to 1200 MPa. In a method of manufacturing a UO steel pipe by performing straightening processing such as pipe expansion or contraction after seam welding to
The amount of diffusible hydrogen in the weld metal of the preceding seam weld is 2.0 cc or less per 100 g of weld metal, and when the subsequent seam weld is performed, the highest temperature of the weld metal surface of the preceding seam weld is T1, When the Ac 1 transformation temperature of the weld seam of the preceding seam welding is Ac 1 , T1 / Ac 1 satisfies 0.65 ≦ T1 / Ac 1 ≦ 1.2, and the preceding seam welding is performed. The manufacturing method of the UO steel pipe excellent in the cold cracking resistance characterized by reducing the tensile stress which generate | occur | produces in this weld metal.
引張強度が850MPa以上1200MPa以下の母材部と、内外面両側から各々1層づつのシーム溶接により形成された引張強度が850MPa以上1200MPa以下のシーム溶接部からなるUO鋼管において、
先行するシーム溶接により形成された溶接金属中の拡散性水素量が溶接金属100gあたり2.0cc以下であり、かつ先行するシーム溶接により形成された溶接金属の厚さをW1、後続するシーム溶接により形成された溶接金属の厚さをW2とする場合に、0.6≦W2/W1≦0.8、あるいは1.2≦W2/W1≦2.5の関係を満足することを特徴とする耐低温割れ性に優れたUO鋼管。
In a UO steel pipe composed of a base metal part having a tensile strength of 850 MPa to 1200 MPa and a seam weld part having a tensile strength of 850 MPa to 1200 MPa formed by seam welding of one layer each from both inner and outer surfaces,
The amount of diffusible hydrogen in the weld metal formed by the preceding seam welding is 2.0 cc or less per 100 g of the weld metal, and the thickness of the weld metal formed by the preceding seam welding is W1, and by the subsequent seam welding When the thickness of the formed weld metal is W2, the relationship 0.6 ≦ W2 / W1 ≦ 0.8 or 1.2 ≦ W2 / W1 ≦ 2.5 is satisfied. UO steel pipe with excellent cold cracking property.
引張強度が850MPa以上1200MPa以下の母材部と、内外面両側から各々1層づつのシーム溶接により形成された引張強度が850MPa以上1200MPa以下のシーム溶接部からなるUO鋼管において、
先行するシーム溶接により形成された溶接金属中の拡散性水素量が溶接金属100gあたり2.0cc以下であり、かつ先行するシーム溶接により形成された溶接金属の厚さをW1、先行するシーム溶接により形成された溶接金属内において、後続するシーム溶接により形成された溶接熱影響部の幅をfとする場合に、0.1≦f/W1≦1.0の関係を満足することを特徴とする耐低温割れ性に優れたUO鋼管。
In a UO steel pipe composed of a base metal part having a tensile strength of 850 MPa to 1200 MPa and a seam weld part having a tensile strength of 850 MPa to 1200 MPa formed by seam welding of one layer each from both inner and outer surfaces,
The amount of diffusible hydrogen in the weld metal formed by the preceding seam welding is 2.0 cc or less per 100 g of the weld metal, and the thickness of the weld metal formed by the preceding seam welding is W1, and by the preceding seam welding In the formed weld metal, when the width of the weld heat affected zone formed by the subsequent seam welding is defined as f, the relationship of 0.1 ≦ f / W1 ≦ 1.0 is satisfied. UO steel pipe with excellent cold cracking resistance.
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