JP2015150602A - 低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部 - Google Patents

Abstract

【課題】極低温で使用されるX60〜X80級のUO鋼管の低温靱性に優れたシーム溶接部を提供する。【解決手段】X60〜X80級の板厚20mm以上の鋼板の突合せ面を多電極サブマージアーク溶接で内面から一層、外面から一層溶接して製造するUO鋼管の溶接部で、板表面下7mmの溶接金属中央部の吸収エネルギーが板表面下7mmの溶融線から0.5mmの位置の溶接熱影響部の吸収エネルギーを上回る溶接部において、(x)溶接金属止端部から板表面から板厚方向の距離が7mmまでの間の溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度θが、板表面から板厚方向の距離が7mm以上12mm以下の間の溶融線の接線と溶接金属の中心線のなす角度より大きく、(y)θが15〜80?で、(z)板表面からの板厚方向距離が7〜12mmの溶融線の接線と溶接金属の中心線のなす角度が5〜25?であることを特徴とする低温靱性に優れたサブマージアーク溶接部。【選択図】図８

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、溶接金属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うえで重要である。

ここでいうＨＡＺ部とは、溶接金属、溶融線、及び、ＨＡＺを含んだＨＡＺを中心とした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、金属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、内外面各の各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、溶け込みが浅くなる問題がある。

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、母材設計の自由度を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することにより、溶接熱影響部の靱性を改善でき、かつ、２層溶接における溶接金属の接触を確保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、外面から一層により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部であって、板表面下７ｍｍの溶接金属中央部における溶接金属の吸収エネルギーが、板表面下７ｍｍの溶融線から０．５ｍｍの位置の溶接熱影響部の吸収エネルギーを上回る溶接部において、
(x)溶接金属止端部から、板表面から板厚方向の距離が７ｍｍまでの間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度の、最大値と最小値を除いた５点の平均値が、板表面から板厚方向の距離が７ｍｍ以上、１２ｍｍ以下の間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度の、最大値と最小値を除いた５点の平均値より大きく、
(y)溶接金属止端部から、板表面から板厚方向の距離が７ｍｍまでの間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度の、最大値と最小値を除いた５点の平均値が、１５°以上、８０°以下であり、
(z)板表面からの板厚方向距離が７ｍｍ以上、１２ｍｍ以下の間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度の、最大値と最小値を除いた５点の平均値が、５°以上、２５°以下である
ことを特徴とする低温靱性に優れたサブマージアーク溶接部。

（２）前記表面下７ｍｍの溶接金属中央部における溶接金属の吸収エネルギーが、板表面下７ｍｍの溶融線から０．５ｍｍの位置の溶接熱影響部の吸収エネルギーの２．０倍以上であることを特徴とする前記（１）に記載の低温靱性に優れたサブマージアーク溶接部。

（３）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Ｐ_ＣＭ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
ことを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の低温靱性に優れたサブマージアーク溶接部。

Ｐ_CM＝［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ＵＯ鋼管のシーム溶接部として、低温靱性に優れた溶接部を提供することができる。

溶接金属形状の一例を示す図である。 ２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片の採取要領を示す図である。 実際の衝撃試験片の採取要領を示す図である。 ノッチと溶融線の角度θを示す図である。 θが大きい場合の衝撃試験片の採取要領を示す図である。 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のノッチ位置を示す図である。 溶接金属の吸収エネルギー／０．５ｍｍＨＡＺの吸収エネルギーと、ＨＡＺ部の靱性の関係を示す図である。 溶接金属ｓの場合のθと表層２ｍｍＨＡＺ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と表層２ｍｍＨＡＺ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と表層２ｍｍＨＡＺ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と表層２ｍｍＨＡＺ部の吸収エネルギーの関係を示す図である。 溶接金属の靱性／ＨＡＺ靭性と、ＨＡＺ部の吸収エネルギーの改善代の関係を示す図である。 実施例で用いた一段開先形状を示す図である。 実施例で用いた二段開先形状を示す図である。 溶接金属から衝撃試験片を採取する位置を示す図である。 ＨＡＺ部から衝撃試験片を採取する位置を示す図である。

前述したように、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た。図１に、溶接金属形状の一例を示す。

溶融線が金属表面近傍で折れ曲がっていることが解る。本発明者らは、溶接金属形状が、溶接条件によっては、溶融線が金属表面近傍で折れ曲がる形状となることに注目し、ＨＡＺ部の靭性を改善するため、溶接金属形状と２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験（以下、単に「衝撃試験」ということがある。）の結果との関係を調査した。

図２に、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片の採取要領を示す。図２に示すように、溶融線７の折曲点７ａを、衝撃試験片６のノッチ５の 中央５ａと一致させ、かつ、折曲点７ａから上の溶融線７とノッチ５のなす角度を変えて衝撃試験片６を採取して、その吸収エネルギーを測定した。

実際には、溶融線の折曲点は明瞭でないので（図１、参照）、図３に示す採取要領で、衝撃試験片を採取した。

即ち、板表面から２ｍｍの深さの位置での溶融線７（図では点線）の接線７ｂと、板表面から１０ｍｍの深さの位置での溶融線７の接線７ｃの交点７ｄを通り、かつ、溶接金属３の二つの止端部３ａ、３ｂを結んだ線分ａと平行な線を、衝撃試験片６の中心線６ａとし、中心線６ａと溶融線７の交点７ｄがノッチ５の中心５ａとなるように、衝撃試験片６を採取した。

衝撃試験片のノッチ部には、溶接金属が５０％、ＨＡＺが５０％含まれることになる。上記採取要領で採取した衝撃試験片の場合、衝撃試験片のノッチの中央が溶融線と交差しているので、溶融線の吸収エネルギーを評価するようにみえるが、破壊は、最も靭性が低い箇所から発生するので、溶融線近傍の最も靭性の低いＨＡＺを含む上記衝撃試験片を用いて衝撃試験を行えば、実際のＨＡＺ部近傍の靱性を総合的に評価することができる。

以下、５０％溶融金属、５０％ＨＡＺを含むノッチを形成した衝撃試験片を用いる衝撃試験の結果を、ＨＡＺ部の衝撃試験における吸収エネルギーを示すものとして、ＨＡＺ部の吸収エネルギーという。また、ＨＡＺ組織そのものの吸収エネルギーは、ＨＡＺの吸収エネルギーという。

図４に、ノッチと溶融線のなす角度θを示す。図４に示すように、ノッチ５と溶融線７のなす角度θは、衝撃試験片に対し溶接金属の表面側に位置する溶融線７’の接線とノッチ５の角度をθとし、θを変えて衝撃試験片を採取した。θが大きい場合は、図５に示す採取要領で、衝撃試験片６を採取する。

溶接部は、ＵＯ鋼管のシーム溶接部を模擬して、鋼板に形成した、即ち、溶接部は、板厚３０ｍｍの両面１層ずつの多電極サブマージアーク溶接で形成した溶接部である。図６に、板厚３０mmの鋼板に形成した開先形状を示す。開先は、深さ１２ｍｍ、開き角度６０°の片側Ｖ開先である。表１に、溶接条件を示す。

母材は、強度６００ＭＰａ級の高強度鋼板を用い、溶接材料は、市販のワイヤとフラックスを組み合わせて用いて溶接を行った。溶接金属の靱性は、溶接材料の組み合わせで、３レベル作製して評価した。母材及びワイヤの化学組成を表２に示す。フラックスの組成を表３に示す。

表４に、溶接金属と母材の引張強度と、溶接金属と母材の−６０℃の吸収エネルギーを示す。図７に、溶接金属からの衝撃試験片の採取要領を示す。図７に示すように、板表面から７ｍｍの位置に、衝撃試験片の中心線が位置するように、また、衝撃試験片６に形成するノッチ５の位置が、溶接金属の中央に位置するように、衝撃試験片を採取して、衝撃試験を行った。

以下、このノッチ位置での衝撃試験による吸収エネルギーを、溶接金属の吸収エネルギーという。

衝撃試験片は、溶接金属から３本採取し、各値及び平均値を求めた。溶接金属の−６０℃の吸収エネルギーは、ワイヤの組合せを変更することにより、３８Ｊから１４４Ｊまで変化した（表４、参照）。

次に、上記靱性を有する溶接部から、図４に示す採取要領で、θを変えて衝撃試験片を採取して衝撃試験を行い、ＨＡＺ部の靱性に及ぼすθの影響を調査した。衝撃試験の結果を、図８〜１１に示す。

図８〜１０に示すように、溶接金属ｓ、ｔ、及び、ｕでは、いずれも、θが１５°以上で、ＨＡＺ部の吸収エネルギーが改善されている。しかし、図１１に示すように、靭性が低い溶接金属ｗの場合は、θが増加してもＨＡＺ部の靭性は改善されていない。

そこで、溶接金属の影響を調査することとした。表５に示す４種類のワイヤとフラックスの組合せと、化学成分の異なる母材で溶接部を形成し、溶接金属、ＨＡＺ部、及び、０．５ｍｍＨＡＺの靱性を測定した。

溶接金属の靱性は、図７に示す採取要領で採取した衝撃試験片を用いて測定した。ＨＡＺの靱性は、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。ノッチは、図１２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側の位置に形成した。

以下、上記位置にノッチを形成したＨＡＺを０．５ｍｍＨＡＺといい、このノッチ位置の吸収エネルギーを０．５ｍｍＨＡＺの吸収エネルギーという。

衝撃試験は、−６０℃で３回繰り返して実施し、各値及び平均値を求めた。図１３に、溶接金属の吸収エネルギー／０．５ｍｍＨＡＺの吸収エネルギーと、ＨＡＺ部の靱性の関係を示す。横軸に、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とり、縦軸に、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とった。

図１３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を上回ることが解る。

しかし、実際の溶接部のマクロ断面を観察すると、板表面から溶融線の折曲点までの距離は、溶接状況により変化し、溶融線の折曲点が、必ずしも衝撃試験片の中央に位置するとは限らない。そこで、同じ溶接部を用いて、ＤＮＶ規格に準拠して、板表面から２ｍｍの位置にノッチの中央部が位置するように衝撃試験片を採取して、θと−６０℃の吸収エネルギーの関係を調査した。

その際の溶融線とノッチの角度θは、板表面から３ｍｍの位置の溶融線の接線とノッチのなす角度とした。板表面から３ｍｍとしたのは、種々の溶接条件で形成した溶接部の形状を観察した結果、溶融線が折れ曲がる溶接金属の場合（図１、参照）は、折曲点は、板表面から４〜８ｍｍの位置にあり、板表面から３ｍｍと固定しても、溶融線の傾斜の代表値として支障がないためである。

上記調査結果を、図１４〜１７に示す。図１４〜１６に示す、溶接金属ｓ、ｔ、及び、ｕの吸収エネルギーは、図８〜１０に示す吸収エネルギーと同様に、θが１５°以上で安定して改善されている。実際の規格に沿った試験方法においても、θが１５°以上であれば、ＨＡＺ部の靱性が、安定的に改善されることが解る。

しかし、図１７に示すように、靭性が低い溶接金属ｗの場合は、θが増加してもＨＡＺ部の靭性は改善されていない。

図１８に、溶接金属の靱性／ＨＡＺ靭性と、ＨＡＺ部の吸収エネルギーの改善代の関係を示す。図１８に示すように、溶接金属の吸収エネルギーの平均値が０．５ｍｍＨＡＺの吸収エネルギーの平均値を上回ると（横軸で１．０超）、ＨＡＺ部の吸収エネルギーが改善されることが解る。

以上の調査結果から、溶融線とノッチのなす角度が１５°以上で、かつ、溶接金属の吸収エネルギーの平均値が０．５ｍｍＨＡＺの吸収エネルギーを上回ると、ＨＡＺ部の吸収エネルギーが改善されることが解る。また、溶接金属の吸収エネルギーの平均値が、０．５ｍｍＨＡＺの吸収エネルギーの２．０倍以上であれば、ＨＡＺ部の靱性がより改善されることが解る。

ただし、θを、単純に大きくすると溶込みが浅くなる。先行溶接の溶接金属と後続溶接の溶接金属を十分に接触させる必要があるＵＯ鋼管の溶接では、溶込みが浅いと、溶接金属が安定して接触しない可能性がでてくる。溶込みを深くするためには、開先の深さを深くする方法や、電流値を増加する方法があるが、いずれも入熱が増大し、逆に、ＨＡＺ靱性の低下を招く。

しかし、溶融線に、図１に示すような折曲点がある溶融金属の形状の場合は、折曲点以下の溶融線の傾斜を小さくすることで、溶込み深さを深くすることができる。

本発明者らは、種々の板厚で溶接部を形成して、断面を観察した。その結果、溶融線の折曲点以下の溶融線の傾斜角を２５°以下にすれば、深い溶け込みが得られ、不要な入熱増加を避けることができることを知見した。

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、次の特徴を有するものである。

Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚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、外面から一層により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部であって、板表面下７ｍｍの溶接金属中央部における溶接金属の吸収エネルギーが、板表面下７ｍｍの溶融線から０．５ｍｍの位置の溶接熱影響部の吸収エネルギーを上回る溶接部において、
(x)溶接金属止端部から、板表面から板厚方向の距離が７ｍｍまでの間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度の、最大値と最小値を除いた５点の平均値が、板表面から板厚方向の距離が７ｍｍ以上、１２ｍｍ以下の間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度の、最大値と最小値を除いた５点の平均値より大きく、
(y)溶接金属止端部から、板表面から板厚方向の距離が７ｍｍまでの間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度の、最大値と最小値を除いた５点の平均値が、１５°以上、８０°以下であり、
(z)板表面からの板厚方向距離が７ｍｍ以上、１２ｍｍ以下の間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度の、最大値と最小値を除いた５点の平均値が、５°以上、２５°以下である
ことを特徴とする。

以下に、上記特徴要件における数値の限定理由について説明する。

(1) (x)要件について
本発明溶接部においては、溶融線と溶接金属の中心線とのなす角度が、溶接金属の板厚方向で、板表面付近と板中心付近で異なり、さらに、板表面付近が、溶融線と溶接金属の中心線のなす角度θがより大きいことが重要である。しかし、溶融線を詳細に観察すると、単純な曲線でないので、特定の位置を指定することは現実的ではない。

そこで、溶接金属の止端部から、板表面から板厚方向の距離が７ｍｍまでの間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と溶接金属の中心線のなす角度の最大値と最小値を除いた５点の平均値、及び、板表面からの板厚方向距離が７ｍｍ以上、１２ｍｍ以下の間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と溶接金属の中心線とのなす角の最大値と最小値を除いた５点の平均値を、各箇所の溶融線と溶接金属の中心線とのなす角度における代表値とした。

なお、最大値と最小値を除いたのは、測定箇所による誤差を排除するためである。

板表面から７ｍｍの位置を基準としたのは、通常、ＵＯ鋼管のシーム溶接部の靱性を評価するために衝撃試験片を採取する際、衝撃試験片の中心線が板表面から７ｍｍの位置に位置するように採取するからである。このように採取した衝撃試験片を用いることにより、工業的にも妥当な試験結果を得ることができる。

(2) (y)要件について
溶接金属止端部から板表面から板厚方向の距離が７ｍｍまでの間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と溶接金属の中心線のなす角度の最大値と最小値を除いた５点の平均値が１５°未満であると、ＨＡＺ部の靭性改善効果が得られないので、該平均値は１５°以上とする。好ましくは２０°以上である。

一方、上記平均値が８０°を超えると、溶接金属の幅が過剰に広くなり、やはり、ＨＡＺ部の靭性改善効果が得られないので８０°以下とする。好ましくは７０°以下である。

(3) (z)要件について
表面からの板厚方向距離が７ｍｍ以上、１２ｍｍ以下の間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と溶接金属の中心線とのなす角度の最大値と最小値を除いた５点の平均値が５°未満であると、ＨＡＺ部の靭性改善効果が得られないので、該平均値は５°以上とする。好ましくは１０°以上である。

一方、上記平均値が２５°を超えると、溶融線の傾斜が大きく、溶接金属の溶込みが浅くなり、内外面各１層の溶接の場合に、外面溶接と内面溶接の接触が困難になる可能性があるので、２５°以下とする。好ましくは２０°以下である。

本発明溶接部においては、さらに、表面下７ｍｍの溶接金属中央部における溶接金属の吸収エネルギーの値が、板表面下７ｍｍの溶融線から０．５ｍｍの位置の溶接熱影響部の吸収エネルギー値の２．０倍以上であることが好ましい。

本発明溶接部では、溶接金属の靭性がＨＡＺ部の靭性向上に寄与している。ＨＡＺ部の靱性向上効果を得るためには、溶接金属の靭性が、ＨＡＺの靭性の２．０倍以上あることが有効である。

そのため、表面下７ｍｍの溶接金属中央部における溶接金属の吸収エネルギーの値は、板表面下７ｍｍの溶融線から０．５ｍｍの位置の溶接熱影響部の吸収エネルギー値の２．０倍以上とする。好ましくは２．５倍以上である（図１８）。靱性向上効果の確保の点で、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Ｐ_CM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。

Ｐ_CM＝［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％

上記化学組成の限定理由について説明する。以下、５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、０．１０％を超えると、強度が過度に上昇して靱性が低下し、また、凝固割れの可能性も出てくるので、０．１２％以下する。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０．０１％程度は混入する。

Ｎｂ：０．０５０％以下
Ｎｂは、強度の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、強度の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、母材からの溶け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。

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、溶接金属のち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０．０００６％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。

(4) 下記式（１）で定義するＰ_CMが、０．１２０以上、０．３００以下
Ｐ_CMは、溶接金属の強度を推定する指標として使用する。Ｐ_CM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。
Ｐ_CM＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋（［Ｍｎ］＋［Ｃｕ］＋［Ｃｒ］）／２０
＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］ ・・・（１）
［Ａ］は、元素Ａの質量％

(5) 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３に化学組成を示すフラックスを用いて、内外面各１層のサブマージアーク溶接部を形成した。また、表３に化学組成を示すフラックスに適量の酸化物等を添加して、溶接金属の化学組成を調整した。

図１９に、用いた一段開先形状を示し、図２０に、用いた二段開先形状を示す。表６に、母材とワイヤの組合せを示す。

表７に、図１９で示す指標の数値を示す。表８に、図２０で示す指標の数値を示す。一部の溶接において、溶融線の形状を制御するため、二段開先を用いた。

表に示す母材、ワイヤ、及び、開先を用いて溶接部を形成した。一段開先の場合は、表９に示す溶接条件で溶接部を形成し、二段開先の場合は、表１０に示す溶接条件で溶接部を形成し、２層溶接部を持つ溶接継手を完成した。

実際のＵＯ鋼管の工場では、先行溶接の前に、鋼管の形状を保持するために、後続溶接側の開先に、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ため、本発明の効果にはなんら影響を与えない。

表１１に、得られた溶接金属の引張強度と、−６０°の吸収エネルギーを示す。

溶接金属の靱性は、図２１に示すように、溶接金属の中央から、試験片に形成するノッチが溶接金属の中央に位置するように２ｍｍＶノッチ衝撃試験片を採取して測定した。一つの溶接金属につき、３本の試験片を採取し、各値及び平均値を求めて、その溶接金属の靱性とした。

また、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引張強度を測定した。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るので、いずれも良好な低温靱性を示している。一方、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、化学組成、α’、又は、Ｐcmが本発明の範囲を外れていて、溶接金属の靱性が低い、強度が上昇しすぎ、又は、溶接時の凝固割れの発生などの問題が生じている。

ＨＡＺ部の靭性は、図２２に示すように、ＪＩＳ Ｚ２２０２の規格に準拠して、先行溶接及び後続溶接のＨＡＺ部より試験片を採取し、−６０℃の試験温度で評価した。衝撃試験片は、先行溶接、後続溶接ともに、衝撃試験片の中心線が板表面から７ｍｍの位置で、試験片に形成するノッチが溶融線に交差するように採取した。

表１２に、衝撃試験結果を示す。

発明例１〜８では、いずれも溶融線の折曲点より母材表面側の溶融線と、溶接金属の中心線のなす角度が本発明の範囲を満足しているので、ＨＡＺ部の靱性が良好で、かつ、先行溶接の溶接金属と後続溶接の溶接金属の接触も十分にできている。

比較例１及２では、溶融線の傾斜が急であるため、ＨＡＺ部の靱性が低くなっている。比較例３は、溶融線の傾斜は全体的に大きいため、先行溶接の溶接金属と後続溶接の溶接金属の接触ができていない。

比較例４では、溶接金属の靱性そのものが低いため、ＨＡＺ部の靱性も低い。比較例５では、溶接金属Ｃ１のα‘が本発明の範囲外であるため、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。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部の靱性は改善されているが、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、溶接金属の強度が高すぎて靱性が低い。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、先行溶接の溶接金属にはＴｉを添加し、後続溶接の溶接金属にはフラックスからＡｌを添加しているため、いずれの溶接金属も、α’が本発明の範囲外で靱性が低い。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二層溶接により溶接して製造する、極寒冷地で使用のＵＯ鋼管のシーム溶接部として、低温靱性に優れた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ＵＯ鋼管は、ラインパイプとして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、鋼管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
３ａ、３ｂ 溶接金属の止端部
４ ＨＡＺ部
５ ノッチ
５ａ ノッチ５の中央
６ 衝撃試験片（試験片）
６ａ 衝撃試験片（試験片）の中心線
７、７’ 溶融線
７ａ 溶融線の折曲点
７ｂ、７ｃ 溶融線の接線
７ｄ 接線の交点
８ 開先

Claims (3)

1. Ｘ６０〜Ｘ８０級の板厚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、外面から一層により溶接して製造するＵＯ鋼管の溶接部であって、板表面下７ｍｍの溶接金属中央部における溶接金属の吸収エネルギーが、板表面下７ｍｍの溶融線から０．５ｍｍの位置の溶接熱影響部の吸収エネルギーを上回る溶接部において、
   (x)溶接金属止端部から、板表面から板厚方向の距離が７ｍｍまでの間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度の、最大値と最小値を除いた５点の平均値が、板表面から板厚方向の距離が７ｍｍ以上、１２ｍｍ以下の間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度の、最大値と最小値を除いた５点の平均値より大きく、
   (y)溶接金属止端部から、板表面から板厚方向の距離が７ｍｍまでの間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度の、最大値と最小値を除いた５点の平均値が、１５°以上、８０°以下であり、
   (z)板表面からの板厚方向距離が７ｍｍ以上、１２ｍｍ以下の間の板厚方向の間隔が０．５ｍｍの任意の７点における溶融線の接線と、溶接金属の中心線のなす角度の、最大値と最小値を除いた５点の平均値が、５°以上、２５°以下である
   ことを特徴とする低温靱性に優れたサブマージアーク溶接部。
2. 前記表面下７ｍｍの溶接金属中央部における溶接金属の吸収エネルギーが、板表面下７ｍｍの溶融線から０．５ｍｍの位置の溶接熱影響部の吸収エネルギーの２．０倍以上であることを特徴とする請求項１に記載の低温靱性に優れたサブマージアーク溶接部。
3. 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Ｐ_CM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又は２に記載の低温靱性に優れたサブマージアーク溶接部。
   Ｐ_CM＝［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％