JP2015150597A - 低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部 - Google Patents

Abstract

【課題】極寒冷地で使用のラインパイプ用ＵＯ鋼管のシーム溶接部の低温靱性を高める。
【解決手段】Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚が２０mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部において、（ｉ）先行溶接部及び／又は後続溶接部の溶接金属の板表面から７ｍｍの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が１５°以上で、かつ、（ii）板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍以上であることを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
【選択図】図６

Description

本発明は、Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚が２０ｍｍ以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するＵＯ鋼管の低温靱性に優れたシーム溶接部に関するものである。

近年、極寒冷地でのエネルギー源の開発の進行に伴い、ラインパイプ用ＵＯ鋼管には、極寒冷地でも耐え得る低温靱性が要求されている。最近では、−６０℃での低温靱性が要求されている。これに伴い、ラインパイプ用ＵＯ鋼管のシーム溶接部にも、母材と同様の、極寒冷地でも耐え得る低温靱性が要求される。さらに、耐座屈性能の確保から、鋼管の厚肉化の要望もある。

ＵＯ鋼管のシーム溶接には、一般に、生産性と品質の観点から複数の電極を用いた、多電極サブマージアーク溶接が用いられる。シーム溶接部は、大きく、溶接金属、溶融線、及び、溶接熱影響部（ＨＡＺ）からなる。ＨＡＺにおいては、溶接入熱により母材の組織が変質及び／又は粗大化し、多くの場合は靱性が低下する。特に、厚肉鋼管になると入熱も相対的に大きくなり、ＨＡＺ靱性に対しては不利に作用する。

例えば、板厚方向に、溶融線と交差してノッチ等の疵が板表面から入り、ノッチを起点として亀裂が進展する場合を想定する。その場合、溶融線近傍のＨＡＺ部の靱性が低いと、そこを亀裂が伝播し、溶接ビードに沿って破壊が進展することが想定される。そのため、特に、鋼管の外表面側におけるＨＡＺ部の靱性は、使用上の安全性を確保する上で重要である。

ここでいうＨＡＺ部とは、溶接金属、溶融線、及び、ＨＡＺを含んだＨＡＺを中心とする溶融線近傍を意味する。ＨＡＺの靱性は、加熱される最高温度により変化する。実際の溶接部において、ＨＡＺ組織は、溶融線から母材原質部まで連続的に変化するので、最も靱性の低いＨＡＺ組織は、溶接部の一部である。

そのため、ＨＡＺそのものの靱性でなく、溶融線近傍の全体的な種々の特性の混合体としても検討する必要があるため、本発明では、個々のＨＡＺと区別してＨＡＺ部という。

このように、ＵＯ鋼管のシーム溶接部においては、ＨＡＺ部の低温靱性の改善が一つの課題であり、これまで、冶金的側面及びプロセス的側面から改善手法が数多く提案されている。

特許文献１には、内面及び外面の溶接を、それぞれ１層行う通常の溶接に対して、外面を２層溶接する方法が提案されている。即ち、溶接を低入熱化することで、ＨＡＺ部の靱性低下を抑制しようとする方法である。

この方法では、多層溶接によるスラグ残りを防ぐために、ビード形状やスラグ剥離の良好なフラックスの使用、又は、２段開先等を活用して生産性を確保しているが、いずれにしても溶接回数の増加や加工の複雑化による生産コストの増大は避けられない。

特許文献２には、溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板の製造方法が提案されている。この製造方法では、鋼板が実質的にＡｌを含有せず、Ｔｉ及びＭｇで微細酸化物を形成し、ＨＡＺ組織の粗大化を防止している。

しかし、鋼板の成分組成が規定されているため、鋼板に要求される強度、靱性、耐食性、又は、製造性が制限されることになる。また、極低Al鋼板であるので、他の脱酸元素を使用することになり、製造コストが高くなるという問題もある。

特許文献３には、内外面の各１層でシーム溶接を完了する、厚さ２５ｍｍ以上のＵＯ鋼管を想定して、溶融線の傾斜、及び、後続溶接（Final側）の溶融線近傍のＨＡＺの粒径を規定して、ＨＡＺ部の靱性を改善する方法が提案されている。しかし、この方法では、単純に溶融線を寝かすと、溶込みが浅くなるという問題がある。

ＵＯ鋼管等の内外面２層溶接では、内面溶接金属と外面溶接金属が接触しないと欠陥に繋がるので、この接触を確保する必要がある。そのためには、適切な溶込み深さが必要である。溶融線を寝かせて、かつ、溶込みを深くするためには、溶接金属の断面積そのものを広くする必要があるが、その場合は、入熱が増加し、溶接熱影響部の靱性が低下する可能性がある。また、粒径を規定するためには、母材の成分組成を規定する必要があり、母材設計の自由度が低くなるという欠点もある。

特開平６−３２８２５５号公報 特開平９−２７９２３５号公報 特開２００９−２０２１６７号公報

本発明は、従来技術の現状に鑑み、Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による２層溶接により溶接して製造する、極寒冷地で使用のラインパイプ用ＵＯ鋼管のシーム溶接部の低温靱性を高めることを課題とし。該課題を解決する、ＨＡＺ部の低温靱性に優れたシーム溶接部を提供することを目的とする。

本発明者らは、母材を中心とする改善は、母材設計の自由度を阻害するので、溶接部の形状と亀裂の進展経路の観点から、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、本発明者らは、多電極サブマージアーク溶接部の形状に注目し、溶融線の傾斜を最適化し、かつ、溶接金属の靭性を規定すれば、溶接熱影響部の靱性を改善できることを見いだした。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

（１）Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚が２０mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部において、
（i-1）後続溶接部の溶接金属の板表面から７ｍｍの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が１５°以上で、かつ、
（ii）板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。

（２）Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚が２０mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部において、
（i-2）先行溶接部の溶接金属の板表面から７ｍｍの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が１５°以上で、かつ、
（ii）板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。

（３）Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚が２０mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部において、
（ｉ）先行溶接部及び後続溶接部の溶接金属の板表面から７ｍｍの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が１５°以上で、かつ、
（ii）板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。

（４）前記溶接金属の化学組成が、質量％で
Ｃ ：０．０３％以上、０．１２％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、
Ｍｎ：０．８０％以上、２．２０％以下、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．０２０％以下、
Ｏ ：０．０１５％以上、０．０４５％以下、
Ｎ ：０．００８０％以下、
Ａｌ：０．００３％以上、０．０３５％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下、
Ｂ ：０．０００４％以上、０．００４０％以下、
かつ、必要に応じて
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｍｏ：１．０％以下の一種又は二種以上、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、さらに、
下記式（１）で定義するＰＣＭが０．１２０以上、０．３００以下であり、
下記式（２）で算出するα’が、−１０以上、３０以下である
ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
Ｐcm＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０
＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ ・・・（１）
［Ａ］は、元素Ａの質量％
α’＝（１．５×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）＋３．４×［Ｎ］−［Ｔｉ］）
×１０００ ・・・（２）
［Ａ］は、元素Ａの質量％

本発明によれば、Ｘ６０〜Ｘ８０級の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造する、極寒冷地で使用のラインパイプ用ＵＯ鋼管のシーム溶接部として、低温靱性に優れたシーム溶接部を提供することができる。

ＨＡＺ部の衝撃試験片の採取要領を示す図である。 実験に用いた開先形状を示す図である。 溶接金属の衝撃試験片の採取要領を示す図である。 溶接金属ｓの場合のθとＨＡＺ部の吸収エネルギーの関係を示す図である。 溶接金属ｔの場合のθとＨＡＺ部の吸収エネルギーの関係を示す図である。 溶接金属ｕの場合のθとＨＡＺ部の吸収エネルギーの関係を示す図である。 溶接金属ｗの場合のθとＨＡＺ部の吸収エネルギーの関係を示す図である。 ０．５ｍｍＨＡＺの衝撃試験片の採取要領を示す図である。 溶接金属吸収エネルーと０．５ｍｍＨＡＺ吸収エネルギーの比と、ＨＡＺ部の吸収エネルギーとの関係を示す図である。 実施例に用いた開先を示す図である。 実施例における溶接金属からの衝撃試験片の採取要領を示す図である。 実施例におけるＨＡＺ部からの衝撃試験片の採取要領を示す図である。

本発明者らは、ＨＡＺ部の靭性を改善するため、溶接ビード形状と２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験（以下、単に「衝撃試験」という。）の結果との関係を検討した。その結果、溶融線の傾きが、ＨＡＺ部の靭性に影響を及ぼすことを見いだした。

さらに、溶融線の傾きとＨＡＺ部の靭性の関係について詳細に検討した。ＨＡＺ部の靭性を把握するために、衝撃試験片のノッチの中央部に、最も靭性が低いと考えられる溶融線直近のＨＡＺ粗粒域が位置するように、さらに、ノッチ底に溶接金属が５０％、ＨＡＺが５０％と均等に配分されるように試験片を加工し、この試験片に係る衝撃試験の結果を、ＨＡＺ部の靭性の代表値とした。

このように試験片を作製して衝撃試験を行なえば、ノッチ底には、最も靭性の低い粗粒ＨＡＺが、最も条件的に厳しいノッチ中央部に位置するので、HAZ部の靭性を適確に評価することができる。

ここでの検討、及び、後の実施例では、５０％溶融線、５０％ＨＡＺを含むノッチを加工した試験片に係る衝撃試験の結果を、ＨＡＺ部の吸収エネルギーを表すものとして、ＨＡＺ部の靭性とする。

実際に、一般的に行われているＨＡＺの衝撃試験での試験片には、ＨＡＺにおける種々の組織や溶融線を含む試験片があり、種々の組織や溶融線を含むＨＡＺの靭性を評価することになる。本発明では、ＨＡＺそのものの靭性をＨＡＺ靭性という。

ここで、図１に、ＨＡＺ部の衝撃試験片の採取要領を示す。図１に示すように、鋼板１の溶接部２（溶接金属３＋ＨＡＺ部４）において、衝撃試験片（以下、単に「試験片」ということがある。）６を、試験片６に形成するノッチ５と溶融線７が傾斜角度（以下単に「角度」ということがある。）θをなすように、また、鋼板表面から７ｍｍの位置がノッチ５の中央５ａに位置するように採取する。

鋼板表面から７ｍｍの位置は、通常のＵＯ鋼管のシーム溶接部の靱性を評価するために試験片を採取する位置あるので、鋼板表面から７ｍｍの位置が、ノッチ５の中央５ａに位置するように試験片６を採取する。

実際の溶融線は湾曲しているので、溶融線７とノッチ５の角度θは、溶融線７が試験片６の中心線と交差する位置での溶融線７の接線とノッチ５のなす角度を、溶融線７の傾斜角度θとする。本発明者らは、角度θを変えて試験片６を採取して衝撃試験を行い、角度θと吸収エネルギーの関係を調査する。

調査に際しては、表１に化学組成を示す母材Ａとワイヤａ、ｂ、ｃと、表２に化学組成を示すフラックスＦＸを用いて、板厚３０ｍｍの鋼板に開先を形成し、該開先に溶接部を形成した（図１、参照）。

図２に、板厚３０mmの鋼板に形成した開先を示す。開先は、深さ１２ｍｍ、開き角度６０°の片側Ｖ開先である。溶接は、４電極のサブマージアーク溶接で行った。表３に、溶接条件を示す。

表４に、ワイヤの組合せを変えて形成した溶接金属の引張強度（ＭＰａ）と、−６０℃の衝撃吸収エネルギー（Ｊ）を示す。

図３に、溶接金属の衝撃試験片の採取要領を示す。試験片６に形成するノッチ５の中央５ａが、鋼板表面から７ｍｍの位置に位置するように、溶接金属３の中央部から衝撃試験片を採取した。衝撃試験片は、溶接金属毎に３本採取した。

ワイヤの組合せを変えることにより、溶接金属の−６０℃の衝撃吸収エネルギーは、３点平均で、３８Ｊから１４４Ｊまで値が得られている。

このような靱性を有する溶接部から、図１に示す試験片採取要領で、θを変えて衝撃試験片を採取し、−６０℃で衝撃試験を実施し、ＨＡＺ部の靱性（吸収エネルギー）に及ぼすθの影響を調査した。その結果を、図４〜７に示す。

図４〜６に示すように、θが約１５°以上で吸収エネルギーが改善されている。しかし、図７に示すように、−６０℃の平均吸収エネルギーが３８Ｊと靱性が低い溶接金属ｗの場合は、吸収エネルギーの改善が見られない。

そこで、本発明者らは、吸収エネルギーに対する溶接金属の靱性の影響について調査した。表４に示す４種類のワイヤとフラックスの組合せと、幾つかの化学組成の異なる母材で溶接部を形成し、溶接金属、ＨＡＺ部、及び、ＨＡＺの靱性を測定した。

溶接金属の靱性は、図３に示す試験片採取要領で採取した衝撃試験片を用いて測定した。ＨＡＺ部の靱性は、図１に示す試験片採取要領で、θが１５°になるように採取した衝撃試験片を用いて測定した。ＨＡＺの靱性は、図８に示すように、ＨＡＺが最も粗大化する溶融線近傍を狙い、溶融線から０．５ｍｍ離れたＨＡＺにノッチを加工した衝撃試験片を用いて測定した。

図８に示すように、衝撃試験片の中心線と溶融線の交点における溶融線の接線と平行に、溶融線から０．５ｍｍＨＡＺ側に、ノッチの中央が鋼板表面から７ｍｍの位置に位置するように、ノッチを加工した。以下、溶融線から０．５ｍｍＨＡＺ側の位置を０．５ｍｍＨＡＺという。

衝撃試験は、−６０℃で３回、繰り返して実施し、各回の値と平均値を求めた。

図９に、溶接金属吸収エネルーと０．５ｍｍＨＡＺ吸収エネルギーの比と、ＨＡＺ部の吸収エネルギーとの関係を示す。図９においては、溶接金属の吸収エネルギーの平均値をＨＡＺの吸収エネルギーの平均値で除した値を横軸にとり、横軸の溶接金属とＨＡＺの組合せにおけるＨＡＺ部の吸収エネルギーの各値を縦軸にして整理した。

図９から、−６０℃のＨＡＺ部に要求される吸収エネルギーの基準を５０Ｊとすると、溶接金属の吸収エネルギーの平均値をＨＡＺの吸収エネルギーの平均値で除した値が２．０以上であれば、ＨＡＺ部の靱性が５０Ｊを上回ることができることが解る。

以上の調査結果から、溶接金属の靱性がＨＡＺの靱性の２．０倍以上であれば、溶融線とノッチのなす角度が１５°以上で、ＨＡＺ部の靱性が改善されることが判明した。

本発明の低温靱性に優れたサブマージアーク溶接部（以下「本発明溶接部」ということがある。）は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。

（１）Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚が２０mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部において、
（i-1）後続溶接部の溶接金属の板表面から７ｍｍの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が１５°以上で、かつ、
（ii）板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。

（２）Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚が２０mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部において、
（i-2）先行溶接部の溶接金属の板表面から７ｍｍの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が１５°以上で、かつ、
（ii）板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。

（３）Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚が２０mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部において、
（ｉ）先行溶接部及び後続溶接部の溶接金属の板表面から７ｍｍの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が１５°以上で、かつ、
（ii）板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍以上である
ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。

ここで、本発明溶接部の特徴要件について説明する。

(1)先行溶接部及び／又は後続溶接部の溶接金属の板表面から７ｍｍの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が１５°以上（（i-1）、（i-2）、（ii））
本発明溶接部において靱性向上効果を得るためには、先行溶接部及び／又は後続溶接部の溶接金属の板表面から７ｍｍの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が１５°以上であることが必要である。１５°未満では、亀裂が、ノッチ底に沿って伝播するので、靱性向上効果が得られないので、１５°以上とする。好ましくは２０°以上である。

靱性向上効果の確保の点で、角度の上限はないが、実際の溶接においては施工上の限界があるので、約５０°程度が上限になる。好ましくは４０°以下である。

靱性向上効果を得るためには、溶接ビード形状を制御し、溶融線の傾斜を板厚方向に対して寝かす必要があるが、溶接線の傾斜は、開先形状の調整、溶接速度の低速化、電流・電圧バランス、ワイヤ径の選択と、これらの適正な組合せで調整することが可能である。

(2)板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍以上（（ii））
図８で示したように、本発明溶接部における靱性向上効果は、溶接金属の靭性に影響される。き裂の進展方向にある溶接金属が、き裂の進展に対する抵抗として機能するので、溶接金属の靭性は、ＨＡＺの靭性より良好である必要がある。

板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靱性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍未満であると、き裂の進展方向にある溶接金属が、き裂の進展に対する抵抗として十分に機能しない。

靱性向上効果を十分に得るためには、板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍以上であることが必要である。好ましくは３．０倍以上である（図９）。靱性向上効果の確保の点から、上限は、特にないが、現実的には、１０．０程度が上限となる。

本発明溶接部を適用する溶接部は、ＵＯ鋼管のシーム溶接において、先行溶接部単独、後続溶接部単独、又は、両方の溶接部に適用することができる。シーム溶接部に要求される特性に応じて、先行溶接部単独、後続溶接部単独、又は、両方の溶接部への適用を決定すればよい。

本発明溶接部において靱性向上効果を安定的に確保し得る溶接金属の化学組成は、溶接ワイヤの化学組成と母材の溶込み分を考慮して、下記の化学組成が好ましい。

質量％で
Ｃ ：０．０３％以上、０．１２％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、
Ｍｎ：０．８０％以上、２．２０％以下、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．０２０％以下、
Ｏ ：０．０１５％以上、０．０４５％以下、
Ｎ ：０．００８０％以下、
Ａｌ：０．００３％以上 、０．０３５％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下、
Ｂ ：０．０００４％以上、０．００４０％以下、
かつ、必要に応じて
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｍｏ：１．０％以下の一種又は二種以上、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、さらに、
下記式（１）で定義するＰＣＭが０．１２０以上、０．３００以下であり、
下記式（２）で算出するα’が、−１０以上、３０以下。
Ｐcm＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０
＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ ・・・（１）
［Ａ］は、元素Ａの量（質量％）
α’＝（１．５×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）＋３．４×［Ｎ］−［Ｔｉ］）
×１０００ ・・・（２）
［Ａ］は、元素Ａの質量％

上記化学組成の限定理由について説明する。以下、％は質量％を意味する。

Ｃ：０．０３％以上、０．１２％以下
Ｃは、溶接金属の強度の確保に有効な元素である。０．０３％未満であると、所要の強度が得られず、また、溶接時に高温割れが発生する可能性があるので、０．０３％以上とする。好ましくは０．０４％以上である。一方、０．１２％を超えると、強度が過剰に上昇し靱性が低下し、また、凝固割れの可能性もでてくるので、０．１２％以下とする。好ましくは０．１０％以下である。

Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下
Ｓｉは、溶接金属の脱酸と強度の向上に有効な元素である。０．０５％未満であると、添加効果が十分に発現しないので、０．０５％以上とする。好ましくは０．０９％以上である。一方、０．５０％を超えると、溶接金属の靱性が低下するので、０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。

Ｍｎ：０．８０％以上、２．２０％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、溶接金属の脱酸と強度の向上に有効な元素である。０．８０％未満であると、添加効果が十分に発現しないので、０．８０％以上とする。好ましくは１．００％以上である。一方、２．２０％を超えると、靱性が低下するので、２．２０％以下とする。好ましくは２．００％以下である。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、溶接金属の靱性を阻害する元素である。少ないほど好ましいが、０．０１５％を超えると、溶接金属が著しく脆化するので、０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１２％以下である。下限は０％を含むが、母材から不可避的に０．００２％程度は混入する。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、溶接金属の靱性を阻害する元素である。少ないほど好ましいが、０．０１０％を超えると、溶接金属が著しく脆化するので、０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。下限は０％を含むが、母材から不可避的に０．００２％程度混入する。

Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度と靱性の改善に有効な元素である。しかし、１．００％を超えると、靭性を阻害し、さらに、高温割れの発生を誘発するので、１．００％以下とする。好ましくは０．７５％以下である。下限は０％を含むが、不可避的不純物やワイヤのめっき等から、約０．１０％程度は混入する。

Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、強度向上に有効な元素である。しかし、０．０５０％を超えると、靱性を阻害するので、０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。下限は、特に限定しないが、母材からの溶込み分や溶接ワイヤの不純物から、少なくとも０．００１％程度は混入する。

Ｖ：０．０２０％以下
Ｖは、強度向上に有効な元素である。しかし、０．０２０％を超えると、靱性を阻害するので、０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。下限は、特に限定しないが、母材からの溶込み分や溶接材料の不純物から、少なくとも０．００１％程度は混入する。

Ｏ：０．０１５％以上、０．０４５％以下
Ｏは、粒内変態の核となる酸化物を形成し、溶接金属の組織を制御する作用をなす元素である。０．０１５％未満では、強度が５００〜８５０ＭＰａ級のＸ６０〜Ｘ８０クラスの鋼管の溶接金属において、組織をアシキュラーフェライト主体の組織にするために必要な、粒内変態の核となる酸化物の形成が不十分となるので、０．０１５％以上とする。好ましくは０．０１８％以上である。

一方、０．０４５％を超えると、溶接金属中の酸化物が粗大化して、上部棚エネルギーが低下し、溶接金属の極低温靱性が低下するので、０．０４５％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。

Ｎ：０．００８０％以下
Ｎは、０．００８０％を超えると、固溶Ｎが増加し、また、窒化物の生成量も増大して、溶接金属の靱性が低下するので、０．００８０％以下とする。好ましくは０．００６０％以下である。下限は、特に限定しないが、不可避的に０．００１０％程度は混入する。

Ａｌ：０．００３％以上、０．０３５％以下
Ａｌは、酸化物を形成し、溶接金属のＯ量を制御する作用をなす元素である。０．００３％未満では、溶接金属中の酸素の量が過剰となるとともに、生成する酸化物が粗大化して、溶接金属の極低温靱性が低下するので、０．００３％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。一方、０．０３５％を超えると、生成する酸化物が粗大化して靱性が低下するので、０．０３５％以下とする。好ましくは０．０２５％以下である。

Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下
Ｔｉは、粒内変態の核となる酸化物を形成して、溶接金属の組織を制御する作用をなす元素である。０．００５％未満では、強度がＸ６５〜Ｘ８０クラスの鋼管の溶接金属において、組織をアシキュラーフェライト主体の組織にするために必要な、粒内変態の核となる酸化物の形成が不十分となるので、０．００５％以上とする。好ましくは０．００７％以上である。一方、０．０３０％を超えると、溶接金属の極低温靱性が低下するので、０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２５％以下である。

Ｂ：０．０００４％以上、０．００４０％以下
Ｂは、溶接金属の焼入れ性を高め、粒界フェライトの生成を抑制する作用をなす元素である。０．０００４％未満であると、添加効果が充分に発現しないので、０．０００４％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。一方、０．００４０％を超えると、固溶Ｂが増加して、溶接金属の靱性が低下するので、０．００４０％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。

本発明溶接部においては、溶接金属の強度の向上のため、溶接金属の溶接性や極低温靭性を阻害しない範囲で、Ｎｉ、Ｃｒ、及び、Ｍｏの１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素である。しかし、２．０％を超えると、凝固割れが発生する可能性が高くなり、靱性を阻害するので、２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下である。下限は、特に限定しないが、母材及び／又はワイヤから、不可避的に０．０１％程度混入する。

Ｃｒ：１．５％以下
Ｃｒは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素である。１．５％を超えると、靱性を阻害するので、１．５％以下とする。好ましくは１．０％以下である。下限は、特に限定しないが、母材及び／又はワイヤから、不可避的に０．０１％程度混入する。

Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、溶接金属の焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素である。１．０％を超えると、靱性を阻害するので、１．０％以下とする。好ましくは０．５％以下である。下限は、特に限定しないが、母材及び／又はワイヤから、不可避的に０．０１％程度混入する。

(3)下記式（１）で定義するＰcmが０．１２０以上、０．３００以下
Ｐcmは、溶接金属の強度を推定する指標として使用する。Ｐcmが０．１２０未満であると、Ｘ６５〜Ｘ８０級のＵＯ鋼管に適した５００〜８５０ＭＰａの強度の溶接金属を得るのが難しくなるので、０．１２０以上とする。好ましくは０．１４０以上である。一方、０．３００を超えると、強度が上昇しすぎて靭性が低下するので０．３００以下とする。好ましくは０．２５０％以下である。
Ｐcm＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０
＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ ・・・（１）
［Ａ］は、元素Ａの質量％

(4)下記式（２）で算出するα’が、−１０以上、３０以下
溶接金属の組織を微細化し、靱性向上効果を安定して得るには、Ｏ、Ａｌ、Ｎ、及び、Ｔｉのバランスが重要である。それ故、α’は、溶接金属の組織を制御するための指標である。

α’が−１０未満であると、酸素不足となり、組織が十分に微細化せず、靱性が低下するので、−１０以上とする。好ましくは−５以上である。一方、３０を超えると、酸素過剰となり、組織の粗大化及び酸化物の粗大化が生じ、溶接金属の靱性が低下するので、３０以下とする。好ましくは２８以下である。

α’＝（１．５×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）＋３．４×［Ｎ］−［Ｔｉ］）
×１０００ ・・・（２）
［Ａ］は、元素Ａの質量％

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例１）
表５に化学組成を示す母材及びワイヤと、表２に化学組成を示すフラックスを用いて、ＵＯ鋼管のシーム溶接部を模擬した溶接部を作製した。

開先は、図１０に示す両面Ｖ溝の開先である。表６に、開先「い〜と」の寸法を示す。開先「い〜と」に、表７に示す溶接条件で溶接金属を形成した。先行溶接は、３電極サブマージアーク溶接で行い、後続溶接は、４電極のサブマージアーク溶接で行った。この溶接は、実際にＵＯ鋼管の製造において行うシーム溶接の条件と同様である。

溶接ビード形状は開先の開き角（θoとθi）で調整した。溶接ビード形状の調整は、他に、溶接速度や、ワイヤ径で行った。溶接は、図１０に示す板下面を先行溶接し、板上面を後続溶接した。実際のＵＯ鋼管の工場では、通常、鋼管の内面側が先行溶接、外面側が後続溶接となる。

実際のＵＯ管の工場では、先行溶接の前に形状を保持するために、仮付けの溶接を行うこともあるが、その後の先行溶接及び後続溶接で、この仮付け溶接部は消滅するので、本発明の効果には、なんら影響を与えない。

表８に、ワイヤの組合せを示す。ワイヤと母材の組合せで、溶接金属の強度を調整した。さらに、フラックスＸＦを基本に、合金元素を添加したフラックスを作製して、溶接金属の化学組成を調整した。

表９に、形成した溶接金属の分析値、及び、−６０℃の吸収エネルギー値を示す。

溶接金属の衝撃試験は、２ｍｍＶノッチの衝撃試験片採取して行った。図１１に、溶接金属の衝撃試験片の採取要領を示す。図１１に示すように、衝撃試験片６を、溶接金属３の中央部から、試験片５に形成するノッチ５の中央５ａが、鋼板表面から７ｍｍの位置に位置するように採取した。

一つの溶接金属当たり、３本の試験片を採取し、各値及び平均値を求めて、溶接金属の靱性とした。溶接金属の引張強度は、先行溶接及び後続溶接の溶接金属の中央部より溶接線方向に、ＪＩＳ Ａ２号引張試験片を採取して測定した。測定は１回とした。

溶接金属Ａ〜Ｃ、及び、溶接金属Ｄは、化学組成が本発明の範囲内であり、いずれも、良好な低温靱性を有している。しかし、溶接金属Ｅ、溶接金属Ａ１、溶接金属Ａ２、溶接金属Ｂ１、溶接金属Ｃ１、及び、溶接金属Ｄ１は、いずれかの成分組成、α’、又は、ＰＣＭが本発明の範囲を外れていて、靱性が低い、強度が過剰に上昇、又は、溶接時の凝固割れの発生などの問題が生じている。

これらの溶接金属と、図１０に示す開先、及び、表６及び表７に示す溶接条件で、溶接継手を作製し、靱性向上効果を確認した。

ＨＡＺ部の靱性を２ｍｍＶノッチ衝撃試験片の衝撃試験で評価した。図１２に、２ｍｍＶノッチ衝撃試験片の採取要領を示す。図１２に示すように、鋼板の表面から７ｍｍの位置に、ノッチ底に溶接金属及びＨＡＺが各々５０％含まれるように採取した。衝撃試験片の長さ方向は、鋼板と平行にした。衝撃試験は、何れも−６０℃で実施した。

表１０と表１１（表１０の続き）に、試験結果を示す。

発明例１〜１０は、溶接金属の靱性及び溶融線の傾斜が本発明の範囲内であるので、ＨＡＺ部の吸収エネルギーが改善され、平均値、各値とも、５０Ｊを上回る値を示している。一方、比較例１では、溶融線の傾斜が小さいため、吸収エネルギーの低い値もみられ、ＨＡＺ部の靱性が十分に改善されていない。

比較例２では、先行溶接の溶融線の傾斜が小さいため、先行溶接のＨＡＺ部の靱性が改善されていない。後続溶接のＨＡＺ部は、溶融線の傾斜が本発明の範囲内であるので、ＨＡＺ部の靱性は改善されている。

比較例３は、後続溶接の溶融線の傾斜が小さいため、後続溶接のＨＡＺ部の靱性が改善されていない。先行溶接のＨＡＺ部は、溶融線の傾斜が本発明の範囲内であるので、ＨＡＺ部の靱性は改善されている。

比較例４では、溶接金属Ｅのα’が本発明の範囲外であるので、溶接金属の靱性が低い。そのため、ＨＡＺ部の靱性が改善されていない。比較例で５は、溶接金属Ｃ１のα’が本発明の範囲外であるので、溶接金属の靱性が低い。そのため、ＨＡＺ部の靱性が改善されていない。また、溶接金属のＣ量が多いため、溶接時に凝固割れが発生している。

比較例６では、ＨＡＺ部の靱性が改善されているが、Ｂの多い溶接金属を使用しているため、溶接時に凝固割れが発生している。比較例７では、Ｎi、Ｍｏ及びＮの量が多い溶接金属Ｄ１を使用しているため、溶接金属の強度が過剰に上昇して溶接金属の靱性が低い。そのため、ＨＡＺ部の靱性が改善されていない。

比較例８では、Ｃｒ量の多い溶接金属Ａ２を使用しているため、溶接金属の靱性が低い。そのため、ＨＡＺ部の靱性が改善されていない。比較例９では、先行溶接金属にＴｉを、後続溶接金属にＡｌを、フラックスから添加している。そのため、いずれも、α’が本発明の範囲外であるので、溶接金属の靱性が低い。そのため、ＨＡＺ部の靱性が改善されていない。

前述したように、本発明によればＸ６０〜Ｘ８０級の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による２層溶接により溶接して製造するラインパイプ用ＵＯ鋼管の溶接部として、低温靱性に優れたシーム溶接部を提供することができる。

したがって、上記シーム溶接部を備えるラインパイプ用ＵＯ鋼管は、極寒冷地で高い信頼性のもとで使用できるので、本発明は、ラインパイプ製造産業及びラインパイプ建設産業において利用可能性が高いものである。

１ 鋼板
２ 溶接部
３ 溶接金属
４ ＨＡＺ部
５ ノッチ
５ａ ノッチ５の中央
６ 衝撃試験片（試験片）
７ 溶融線
８ 開先

Claims (4)

1. Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚が２０mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部において、
   （i-1）後続溶接部の溶接金属の板表面から７ｍｍの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が１５°以上で、かつ、
   （ii）板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍以上である
   ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
2. Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚が２０mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部において、
   （i-2）先行溶接部の溶接金属の板表面から７ｍｍの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が１５°以上で、かつ、
   （ii）板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍以上である
   ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
3. Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚が２０mm以上の鋼板を円筒状に成型して、あらかじめ開先加工を施した突合せ面を、多電極サブマージアーク溶接により、内面から一層、外面から一層による二層溶接により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部において、
   （ｉ）先行溶接部及び後続溶接部の溶接金属の板表面から７ｍｍの位置の溶融線の接線の傾きと、溶接ビードの中央線のなす角度が１５°以上で、かつ、
   （ii）板表面から７ｍｍの位置の溶接金属中央の靭性が、溶融線から０．５ｍｍの溶接熱影響部の靭性の２．０倍以上である
   ことを特徴とする低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
4. 前記溶接金属の化学組成が、質量％で
   Ｃ ：０．０３％以上、０．１２％以下、
   Ｓｉ：０．０５％以上、０．５０％以下、
   Ｍｎ：０．８０％以上、２．２０％以下、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．０１０％以下、
   Ｃｕ：１．００％以下、
   Ｎｂ：０．０５０％以下、
   Ｖ ：０．０２０％以下、
   Ｏ ：０．０１５％以上、０．０４５％以下、
   Ｎ ：０．００８０％以下、
   Ａｌ：０．００３％以上、０．０３５％以下、
   Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下、
   Ｂ ：０．０００４％以上、０．００４０％以下、
   かつ、必要に応じて
   Ｎｉ：２．０％以下、
   Ｃｒ：１．５％以下、
   Ｍｏ：１．０％以下の一種又は二種以上、
   残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、さらに、
   下記式（１）で定義するＰcmが０．１２０以上、０．３００以下であり、
   下記式（２）で算出するα’が、−１０以上、３０以下である
   ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部。
   Ｐcm＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０
   ＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ ・・・（１）
   ［Ａ］は、元素Ａの質量％
   α’＝（１．５×（［Ｏ］−０．８９×［Ａｌ］）＋３．４×［Ｎ］−［Ｔｉ］）
   ×１０００ ・・・（２）
   ［Ａ］は、元素Ａの質量％

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